TÍNH CHỐNG mòn ở NHIỆT độ CAO của lớp COMPOSITE TiCCo MATRIX TRÊN bề mặt THÉP AISI h13 TRÁNG PHỦ BẰNG PHƯƠNG PHÁP LASER CLADDING

Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV

TÍNH CHỐNG MÒN Ở NHIỆT ĐỘ CAO CỦA LỚP COMPOSITE TiC/Co
MATRIX TRÊN BỀ MẶT THÉP AISI H13 TRÁNG PHỦ
BẰNG PHƯƠNG PHÁP LASER CLADDING
MICROSTRUCTURE AND HIGH-TEMPERATURE WEAR BEHAVIORS OF Co/TiC
LASER COATINGS ON TOOL STEEL
Phạm Thị Hồng Nga1a, Võ Ngọc Yến Phương2b, Trần Ngọc Thiện1c,
Trần Thế San1d, Yehua JIANG3e
1
Trường Đại học Sư phạm Kỹ thuật TP Hồ Chí Minh, TP HCM, Việt Nam
2
Trường Đại học Công Nghiệp TP Hồ Chí Minh, TP HCM, Việt Nam
3
Trường Đại học Bách khoa Côn Minh, TP Côn Minh, Vân Nam, Trung Quốc
a
,
c
,
e


TÓM TẮT
Áp dụng phương pháp Laser Cladding, tạo ra lớp tráng phủ hợp kim Co50 và lớp tráng
phủ composite Co50+20%TiC, theo % trọng lượng, trên bề mặt thép dụng cụ hợp kim, khuôn
gia công nóng, H13. Sử dụng các thiết bị XRD, SEM và máy thí nghiệm ma sát trượt MMU5G để phân tích các pha tạo thành, phân bố độ cứng tế vi cùng với tính chống mòn của các
lớp phủ nêu trên. Kết quả phân tích cho thấy, lớp tráng phủ Co50 chủ yếu gồm dung dịch rắn
γ-Co và pha Cr1.12Ni2.88, trong khi lớp phủ Co+20%TiC gồm TiC, các pha Cr2Ni3 và γ-Co. Độ
cứng của lớp phủ composite Co+20%TiC cao hơn lớp phủ hợp kim Co50. Tính chống mòn
của lớp phủ Co+20%TiC tốt hơn lớp phủ Co50, hệ số ma sát khá ổn định, tính chống mòn ở
nhiệt độ cao ưu việt. Kết quả nghiên cứu còn cho thấy, ở 700oC, bề mặt lớp phủ tồn tại một

lượng lớn màng mỏng ôxyt, cơ chế mài mòn của nó chủ yếu là mòn ôxy hóa và mòn do mỏi.
Tổng hợp các kết quả nghiên cứu, lớp phủ Co+20%TiC thể hiện cơ tính khá tốt, cả về độ cứng
lẫn tính chống mòn, nhiều triển vọng đáp ứng được yêu cầu khắt khe của thực tiễn.
Từ khóa: Laser Cladding, lớp tráng phủ composite TiC/Co-matrix, ma sát ở nhiệt độ
cao, hợp kim Coban tự nóng chảy, thép khuôn gia công nóng AISI H13.

ABSTRACT
Laser cladding Co50 alloy coating and Co50 composite coatings doped with 20wt.%
TiC particles were prepared on the H13 steel. The phase composition and micro-hardness of
coatings were studied, the wear behaviors of the coatings at different temperatures were
investigated using a MMU-5G high-temperature wear tester. The results indicated that, Co50
coating consisted of γ-Co and Cr1.12Ni2.88, while Co+20%TiC coating contained TiC, Cr2Ni3
and γ-Co. Cross section of coating micro-hardness distributions showed that, micro-hardness
of TiC/Co based coating was significantly higher than that of Co-based coating. Co+20%TiC
coating showed better wear behavior than Co50 coating, had a more stable fiction coefficient
and high-temperature wear properties are excellent. High-temperature wear behaviors of these
coatings were influenced by oxidation, the mechanism of them are mainly caused by adhesive
wear and oxidation wear. Co20%TiC composite coating exhibits good comprehensive
properties, its hardness and high-temperature wear resistance can meet the use requirements.
Keywords: Laser Cladding; TiC/Co-based composite coating; high-temperature wear,
self-fluxing Cobalt based alloys, AISI H13 hot work tool steel.
378


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
1. DẪN NHẬP
Phần lớn máy móc bị hỏng không phải do gãy mà do mòn và do hư hỏng bề mặt ma sát
trong các mối liên kết động. Hơn một nửa nhiên liệu dùng để chạy ô tô, đầu máy xe lửa và các
phương tiện giao thông khác thực chất là để khắc phục trở lực do ma sát gây nên trong chi tiết
máy. Trong quá trình sử dụng các loại thép khuôn gia công nóng cũng vậy, do đó yêu cầu bề

mặt vật liệu phải cùng có độ bền và độ dẻo ở nhiệt độ cao, đặc biệt là khả năng chống mòn và
mỏi nhiệt ở nhiệt độ cao. Hiện nay có nhiều phương pháp nâng cao chất lượng bề mặt tiên
tiến đã và đang được triển khai nghiên cứu, ứng dụng ở Việt Nam đó là: thấm N, thấm N-S ở
nhiệt độ thấp, thấm nguyên tố hiếm,… Ngoài các biện pháp công nghệ cơ học, còn sử dụng
các phương pháp gia công điện hóa, hóa cơ và điện để gia công chi tiết hay bề mặt chi tiết
máy như tia lửa điện, cắt dây EDM, mạ điện, mạ xoa, thấm các nguyên tố hiếm,... Nhìn
chung, vật liệu càng cứng thì càng giòn và dễ vỡ, người ta đang cố gắng tìm ra loại vật liệu
vừa có độ cứng, vừa có độ bền nhiệt và độ bền uốn cao. Trong các phương pháp gia công trên,
ngoài việc đạt được mục đích chính là có được hình dáng, biên dạng và kích thước của bề mặt
hay chi tiết đã định, còn làm cho cấu trúc và tính năng cơ lý hóa của lớp bề mặt thay đổi rất
nhiều. Hiện nay đây là hướng phát triển rất mạnh trong ngành chế tạo máy mà điển hình là
quá trình tạo mẫu nhanh (Rapid Prototyping). Một trong những hướng đi đó là phủ vật liệu có
độ cứng cao, hệ số mài mòn nhỏ lên vật liệu có độ bền uốn cao.
Những thập kỷ gần đây, Laser Cladding (LC) được xem là một phương pháp nâng cao
chất lượng bề mặt vật liệu tiên tiến, đang được phát triển với tốc độ chóng mặt và đặc biệt có
ưu thế trong việc sửa chữa, phục hồi bề mặt các thiết bị có kích thước lớn [1~3]. Kỹ thuật
nóng chảy lớp hợp kim nền kim loại/ carbide được phát triển mạnh ở những năm gần đây
nhằm mục đích nâng cao tính chống mòn của vật liệu. Trong đó, lớp phủ bằng hợp kim Coban
tự nóng chảy [4~9] có thể nâng cao khả năng chống ôxy hóa và tính chống mòn trên bề mặt
vật liệu, đồng thời, bổ sung các loại carbide như WC, B4C, SiC, Cr2C3, TiC,… có tính bền
nhiệt cao vào hợp kim Co nêu trên, có thể cải thiện cơ tính ở nhiệt độ cao một cách hiệu quả.
Đối với lớp phủ nóng chảy, mài mòn do ma sát là một quá trình phức tạp, chịu ảnh hưởng của
nhiều yếu tố, đặc biệt ở nhiệt độ cao độ cứng và độ bền sẽ bị giảm rõ rệt, thêm vào đó quá
trình ôxy hóa mãnh liệt, hệ số giãn nở tăng, làm cho tổ chức của lớp phủ bị thay đổi... đây là
hình thức hư hỏng rất phức tạp nhưng cực kỳ phổ biến. Hiện tại, tính chống mòn của lớp phủ
ở nhiệt độ thường đã có rất nhiều nghiên cứu, tuy nhiên các báo cáo về tính chống mòn ở
nhiệt độ cao vẫn còn hạn chế, thậm chí khi chọn dùng vật liệu ở nhiệt độ cao chỉ có thể tham
khảo các số liệu thí nghiệm ở nhiệt độ thường.
2. PHƯƠNG PHÁP THÍ NGHIỆM
2.1. Vật liệu và phương pháp thí nghiệm

Hình 1: Máy LC loại GS-TFL 6000 transverse-flow CO2 và lớp bột phủ sẵn
Thí nghiệm chọn thép H13 làm thép nền, với thành phần chủ yếu sau khi phân tích năng
phổ được nêu trong Bảng 1, kích thước mẫu nghiên cứu: 100 mm×30 mm×10 mm. Trước khi
thí nghiệm, dùng giấy nhám mài sạch bề mặt mẫu, sau đó rửa sạch bằng alcohol và acetone rồi
379


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
hong khô bằng lò sấy. Bột hợp kim tự nóng chảy Co50 có thành phần được nêu trong Bảng 2,
kích thước hạt ∼ 53 μm; bột TiC có độ tinh khiết 99.5%, kích thước hạt ∼ 10 μm. Chọn phương
pháp phủ sẵn lớp bột hợp kim trên bề mặt thép nền, sau đó áp dụng phương pháp LC để làm
nóng chảy lớp bột đã được phủ trước đó, lớp bột phủ sẵn này dùng chất dính kết tự chế. Lớp bột
phủ sẵn gồm: lớp bột hợp kim Co50 và lớp bột composite 20%TiC + Co50 (% trọng lượng), với
chiều dày ∼ 1 mm (Hình 1). Lớp bột phủ sẵn trên thép nền sau đó được hong khô bằng lò sấy
trong 8h, trước khi đem đi thực hiện nóng chảy bằng phương pháp LC.
Bảng 1: Thành phần hóa học (% trọng lượng) của thép H13 dùng trong thí nghiệm
Nguyên tố

C

Si

Mn

Cr

Mo

V

Fe

% trọng lượng

0.43

1.17

0.48

4.79

1.38

0.94

Còn lại

Bảng 2: Thành phần hóa học (% trọng lượng) của bột hợp kim Co50 thí nghiệm
Nguyên tố

C

W

Si

B

Cr

Mo

Fe

Co

Ni

% trọng lượng

0.6

3.0

3.5

2.25

20.0

5.1

5.0

Còn lại

14.0

Quá trình cải thiện, tráng phủ lớp bề mặt thép H13 được thực hiện tại Trường Đại học
Bách khoa Côn Minh, trên máy Laser Cladding loại GS-TFL 6000 transverse-flow CO2 (Hình
1), với các thông số chính: công suất dòng tia laser 3.3~3.9 kW, tốc độ quét 350~400
mm/min, khoảng cách từ đầu tia laser đến bề mặt thép nền 50 mm, lưu lượng dòng khí Argon
bảo vệ lớp phủ 8 L/h, các thông số công nghệ còn lại được nêu trong Bảng 3.
Bảng 3: Các thông số thực nghiệm áp dụng trong phương pháp LC
Mẫu

Tỷ số thành phần
rm(TiC:Co50)
(% trọng lượng)

Công suất
laser
P [kW]

Tốc độ quét
Vs [mm/min]

S0

0:1

3.3

400

S2

3:12

3.9

350

Hình dạng lớp phủ sau
khi thực hiện nóng chảy

2.2. Phương pháp xác định cơ tính
Chọn máy cắt vật liệu bằng laser sợi kim loại để cắt mẫu thử XRD, mẫu đo độ cứng và
mẫu để thử nghiệm tính chống mòn. Sử dụng máy phân tích nhiễu xạ tia X (XRD) loại
D/MAX-3B (Nhật Bản), với phạm vi góc quét 10o ~ 100°, bức xạ tia X: Cu Kα, l = 1.5406 Å,
điện áp các ống 40 kV, dòng điện các ống 30 mA, tốc độ quét 10°/min. Chọn máy đo độ cứng
tế vi loại HMV-WIN, với tải trọng 1.961N (HV0.2), thời gian dừng lực kiểm tra 15 s, chọn mặt
liên kết giữa lớp phủ hợp kim và thép H13 làm gốc tọa độ, sau đó tiến hành đo độ cứng phía
trên và phía dưới gốc tọa độ theo các khoảng cách khác nhau, trong đó phía trên gốc tọa độ
mang giá trị dương và ngược lại.

Hình 2: Máy thí nghiệm mài mòn do ma sát ở nhiệt độ cao loại MMU-5G
380


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
Dùng máy thí nghiệm mài mòn do ma sát ở nhiệt độ cao loại MMU-5G (Hình 2) để nghiên
cứu tính chống mòn của các lớp phủ ở nhiệt độ thường và ở 700oC. Chọn dùng cặp ma sát đối
tiếp kiểu “loại trừ - vòng đĩa” thường dùng để thử nghiệm lớp phủ bằng tia laser, cụ thể gồm:
mẫu trên là lớp phủ hợp kim, kích thước φ4x15 mm, dùng 3 mẫu/ một lần thí nghiệm; mẫu dưới
là vòng đĩa đóng vai trò mẫu đối ứng, với vật liệu chọn dùng là thép khuôn dập nguội Cr12MoV
(TC Trung Quốc) đã qua xử lý nhiệt, độ cứng >50 HRC, kích thước φ43x3 mm. Lực thí nghiệm
98 N, tốc độ 200 r/min, thời gian mài mòn 2h, chạy rà 3 min, lượng mòn sau khi thí nghiệm ω =

ωban đầu - ωsau thí nghiệm. Trước và sau khi thí nghiệm, mẫu trên và mẫu dưới được rửa sạch bằng
sóng siêu âm, sau đó sấy khô và dùng cân điện tử (độ chính xác 0.1 mg) cân trọng lượng.
3. KẾT QUẢ THÍ NGHIỆM
3.1. Phân tích pha của các lớp phủ bằng phổ XRD
Hình 3 biểu diễn các phổ XRD của các lớp phủ hợp kim. Phân tích phổ XRD cho thấy,
các pha của mẫu S0 chủ yếu gồm dung dịch rắn γ-Co có kiểu mạng lập phương tâm diện, fcc, và
pha Cr1.12Ni2.88, trong đó γ-Co cho đỉnh XRD có cường độ khá mạnh. Như đã biết, Co là kim
loại có nhiều kiểu thù hình, ở nhiệt độ 4170C trở lên Co có kiểu mạng lập phương tâm diện
(fcc), là γ-Co; khi nhiệt độ giảm, Co lại chuyển biến thành kiểu mạng lục giác xếp chặt (hcp) εCo. Tuy nhiên, phổ phân tích XRD cho kết quả là γ-Co mà không phải là ε-Co. Nguyên nhân là
vì thành phần của bột hợp kim Co50 có chứa nguyên tố Ni và Fe có kiểu mạng fcc ổn định (đặc
biệt là hàm lượng Ni chiếm khá cao), đồng thời còn có nguyên tố W có khuynh hướng làm giảm
chuyển biến thù hình từ γ sang ε, hơn nữa, lớp bề mặt cải tiến được thực hiện bằng phương pháp
LC có tốc độ kết tinh và tốc độ làm nguội cực nhanh, càng làm cho γ-Co ở nhiệt độ cao không
kịp chuyển biến thành ε-Co khi nhiệt độ giảm đột ngột, do đó ở nhiệt độ bình thường, lớp phủ
hợp kim chỉ thấy γ-Co. Điều này cũng có nghĩa là dung dịch rắn chứa γ-Co, còn các nguyên tố
khác[4,5]. Pha Cr1.12Ni2.88 được hình thành do nguyên tố Cr và Ni có trong thành phần của bột
hợp kim Co50 dưới tác dụng của chùm tia laser phản ứng hóa học với nhau tạo thành, ngoài ra
pha này hình thành một phần cũng do đặc điểm tốc độ kết tinh và tốc độ làm nguội cực nhanh
của phương pháp LC, pha này đồng thời cũng hòa tan một lượng nhỏ các nguyên tố khác.

▲
○
●
■

Intensity, a.u.

○

●

■

γ-Co
Cr1.12Ni2.88
○

○
■

800

TiC
Cr2Ni3

●
○■
○

Hardness ( HV0.2)

●

S2

▲

●

▲

●

30

40

50 60 70
2θ/ °

80

600
400
200
Substrate

S0

●

S0
S2

HAZ

BZ

CZ

-1200 -800 -400

0
400 800
Distance from Clad/Substrate interface/ μm

90

Hình 4: Đường cong phân bố độ cứng
vi mô của các lớp tráng phủ

Hình 3: Kết quả phân tích phổ XRD
các lớp tráng phủ

Từ phổ XRD cũng có thể thấy, lớp phủ S2 chủ yếu gồm các pha TiC, Cr2Ni3 và γ-Co.
Trong đó, TiC tồn tại ở hai dạng, đó là TiC ban đầu bị nóng chảy một phần và TiC kết tinh tại
chỗ (in situ), TiC kết tinh tại chỗ lại bao gồm TiC mới được tạo thành và TiC tiết ra trên γ-Co.
TiC kết tinh tại chỗ hình thành do nguyên nhân, dưới tốc độ gia nhiệt rất nhanh của phương pháp
LC, do TiC có hiệu suất hấp thu năng lượng cao hơn nhiều so với Co, nên mức độ phân giải của
TiC trong vùng nóng chảy chắc chắn sẽ lớn hơn Co. Do đó, trong quá trình nóng chảy, một số ít
các hạt TiC có nội năng cao [10] (do quá trình tạo bột TiC tồn tại biến dạng hoặc có chút khuyết
tật) dẫn đến bị nóng chảy hoàn toàn, các hạt TiC lớn hơn cũng bị nóng chảy một phần ở ngoài
biên hoặc ở những phần nhô lên, các TiC nóng chảy này sau đó phân giải tạo thành các nguyên
tử Ti và C. Trong quá trình nguội, một số nguyên tử Ti và C từ pha lỏng tái kết hợp lại tạo thành
381


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
TiC mới. Cuối cùng trong lớp phủ, ngoài TiC ban đầu bị nóng chảy một phần còn có TiC mới
được tạo thành và TiC tiết ra trên γ-Co. Pha Cr2Ni3 được hình thành tương tự như pha
Cr1.12Ni2.88, chỉ khác ở chỗ, khi có TiC tăng cường, cường độ của pha Cr2Ni3 lại giảm. Ngoài ra,
còn có thể phát hiện thấy rằng, dung dịch rắn chứa γ-Co đều hiện diện trong cả hai lớp phủ.

3.2. Độ cứng tế vi của các lớp tráng phủ bề mặt
Hình 4 minh họa sự phân bố độ cứng tế vi của các lớp phủ hợp kim. Có thể dễ dàng
nhận thấy, độ cứng của lớp phủ hợp kim được phân thành ba vùng rõ rệt, giá trị độ cứng của
mỗi vùng cũng chênh lệch khá cao. Từ nền thép cho đến đỉnh của lớp phủ, độ cứng tăng dần,
nghĩa là khả năng chống mòn của thép H13 cũng tăng tương ứng. Từ kết quả thí nghiệm, có
thể nhận được các số liệu sau: độ cứng trung bình của thép H13 là 208 HV0.2, trong khi đó độ
cứng trung bình của S0 và S2 là 499 HV0.2 và 590 HV0.2, cả hai lớp phủ này đều có độ cứng
cao hơn thép H13 lần lượt là 2.4 và 2.8 lần. Điều này chứng tỏ, áp dụng phương pháp LC, độ
cứng bề mặt thép H13 được nâng cao rõ rệt. Vùng liên kết (BZ) giữa lớp phủ và nền thép có
độ cứng thấp hơn lớp phủ (CZ), đó là do có sự hiện diện của nguyên tố Fe từ thép nền khuếch
tán lên lớp phủ trong quá trình nóng chảy dưới tác dụng nhiệt từ chùm tia laser công suất lớn,
nguyên tố Fe này có tác dụng xấu làm loãng các thành phần khác, dẫn đến độ cứng của BZ bị
giảm. Vùng bị ảnh hưởng nhiệt (HAZ) có độ cứng cao hơn vật liệu nền, nguyên nhân chính
do các nguyên tố hợp kim Co, Mo và các nguyên tố khác, cũng dưới tác dụng của chùm tia
laser, khuếch tán xuống nền thép, tạo thành các dung dịch rắn tăng cường. Một nguyên nhân
nữa là do ảnh hưởng của chùm tia laser, nhiệt độ của HAZ cao hơn điểm tới hạn Ac3, sau đó
nhiệt độ lại giảm đột ngột, điều này được xem như HAZ là vùng được tôi (tương tự quá trình
chuyển biến martensite khi làm nguội nhanh austenite), làm cho độ cứng của khu vực này
tương đối cao [6]. Càng cách xa BZ, nhiệt độ gia nhiệt càng giảm, sự khác biệt giữa các khu
vực được gia nhiệt và không được gia nhiệt càng nhỏ, cuối cùng khu vực gia nhiệt này quá độ
sang tổ chức của nền thép, độ cứng do đó cũng giảm theo [9].
Độ cứng của lớp phủ S0 được nâng cao, đó là do pha Cr1.12Ni2.88 mới được hình thành
có độ cứng và điểm nóng chảy cao, pha này phân tán đồng đều trên nền dung dịch rắn γ-Co,
hình thành tổ chức cùng tinh nhỏ mịn với độ cứng khá cao, làm cản trở quá trình phát triển
của các tinh thể, từ đó có tác dụng làm nhỏ mịn các hạt tinh thể. Ngoài ra, hợp kim Co50 có
các nguyên tố Cr, Ni, Fe và C…, trong quá trình tác dụng của chùm tia laser, các nguyên tố
này bị nóng chảy và hòa tan vào dung dịch rắn γ-Co, có tác dụng tăng cường cho dung dịch
rắn. Lớp phủ S2 có độ cứng cao hơn S0, nguyên nhân chính là các pha mới được hình thành
có độ cứng và điểm nóng chảy cao, đồng thời lớp phủ tồn tại một lượng lớn TiC kết tinh tại
chỗ (in situ) có tính chất hoàn hảo hơn TiC ban đầu, và các TiC ban đầu bị nóng chảy một

phần (như phân tích ở phần trên) vẫn giữ được các đặc tính chính của carbides, có kích thước
nhỏ và phân tán đồng đều, đóng vai trò tăng bền, nên độ cứng của lớp phủ này tăng cao.
3.3. Phân tích khả năng chống mòn của lớp phủ
1.0
room temperature
700℃

0.6
0.4

0.8

● γ-Co
○ TiC

●

△
△
△
▲○△
▲
▲ △ ▲

700 ℃

Intensity, a.u.

0.8

room temperature
Friction coefficient , μ

Friction coefficient , μ

1.0

0.6
0.4

○△
△
▲

▲
●

△

▲ CoCr2O4
△ NiCr2O4

△△
▲ △ ○△
▲△
△ ▲▲△

●
▲○ ▲ ○
△△ △△ △ △

S2 - 700℃

●
○

○

○

●

○ ●○

S2 - 20℃

●
●

▲
▲

▲

▲

▲

▲

▲

▲

▲

●
▲
▲

0.2

0.2

0.0

0.0

1200

2400

3600
t/s

4800

6000

(a) Lớp phủ S0

7200

▲

▲

●

●

0

▲

S0 - 700℃

●

S0 - 20℃

0

1200

2400

3600
t/s

4800

6000

(b) Lớp phủ S2

7200

30

40

50

60

2θ/°

70

80

90

(c) Phân tích XRD bề mặt mẫu

Hình 5: Đồ thị quan hệ giữa hệ số ma sát - thời gian và kết quả phân tích XRD bề mặt
mẫu trong thí nghiệm mài mòn ở nhiệt độ thường và ở 700oC của lớp phủ S0 và S2
382

Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
Hình 5 biểu diễn đồ thị quan hệ giữa hệ số ma sát - thời gian và kết quả phân tích XRD bề
mặt mẫu trong thí nghiệm mài mòn thực hiện ở nhiệt độ thường và ở 700oC của lớp phủ S0 và
S2. Từ Hình 5a và 5b ta thấy, ở nhiệt độ thường hệ số ma sát của lớp phủ S0 và S2 đều xấp xỉ
0.5 (của S0 là 0.508, S2 là 0.501), đồng thời khá ổn định, biến động không đáng kể. Ở 700oC,
lớp phủ S0 có xu thế tăng dần đều, mặc dù lúc mới bắt đầu thí nghiệm hệ số ma sát của S0 rất
nhỏ do trên bề mặt mẫu còn tồn tại lớp ôxy hóa, tuy nhiên chỉ khoảng 10 phút sau lớp ôxy hóa
này nhanh chóng bị mài mòn và hệ số ma sát bắt đầu xu hướng tăng dần đều. Trong cùng điều
kiện thí nghiệm, nhưng hệ số ma sát của lớp phủ S2 rất ổn định trong suốt quá trình thí nghiệm
và hầu như không thể hiện sự biến thiên theo thới gian, mặc dù hệ số ma sát hiển thị ở giá trị
khá cao, tuy nhiên cũng không vượt quá giá trị cao nhất của hệ số ma sát trong thí nghiệm với
mẫu S0. Điều này cho thấy sau khi thêm TiC, tính chống mòn của lớp phủ được cải thiện rõ rệt.
Phân tích cho thấy, tính chống mòn của lớp phủ S0 chủ yếu dựa vào tác dụng tăng bền của dung
dịch rắn và pha tăng cường Cr1.12Ni2.88 mới được hình thành và phân bố đồng đều trong lớp phủ,
có tác dụng tăng bền, ngoài ra tổ chức tế vi nhỏ mịn cũng góp phần nâng cao độ cứng của S0.
Tuy nhiên, độ cứng của S0 so với mẫu đối ứng gần tương đương, ngoài ra tổ chức tế vi của hợp
kim Co50 có đặc điểm là các tổ chức cùng tinh tồn tại dưới dạng mạng lưới [6], do đó dưới tác
dụng khá cao của các ứng lực trong quá trình ma sát, tính giòn của các tổ chức cùng tinh dạng
lưới này dễ sinh ra ứng lực tập trung, từ đó dễ xuất hiện vết nứt tế vi và bong tróc.
So sánh cho thấy, khả năng chống mòn của lớp phủ S2 cao hơn S0, nguyên nhân chính do
trong quá trình tạo lớp phủ nóng chảy, bộ phận TiC bị phân giải và tái kết hợp tạo thành TiC
mới, những TiC mới này tạo thành kiên kết chặt chẽ với matrix, đồng thời TiC với ưu điểm độ
cứng rất cao phân bố đồng đều trong toàn bộ lớp phủ, đương nhiên nâng cao khả năng chống
mòn. Do đó, dưới tác dụng của lực ma sát, những hạt TiC tăng cường này có tác dụng chống lại
mạnh mẽ sự biến dạng, một mặt chúng có khả năng chống đỡ lực tác dụng, mặt khác chúng
đóng nhiệm vụ quan trọng trong việc bảo vệ matrix, từ đó giảm thiểu sự mài mòn của matrix.
Hơn nữa, trong quá trình phân giải, TiC cũng kết hợp với các nguyên tố khác nóng chảy với
dung dịch rắn dendrite chu sinh [7], chúng hình thành và phân bố đồng đều trên các dendrite và
eutectic nhỏ mịn [8], tăng bền cho lực kiên kết giữa các tổ chức, từ đó nâng cao độ bền và tính

chống mòn của lớp phủ. Lớp phủ S2 chủ yếu do TiC ban đầu, TiC kết tinh tại chỗ, Cr2Ni3 và
dung dịch rắn γ-Co cấu tạo nên, trong đó TiC phân bố đồng đều, có tác dụng nâng cao lực kết
hợp giữa các tổ chức, từ đó nâng cao khả năng chống mòn. Thêm TiC đóng vai trò tăng bền, tổ
chức tế vi của lớp phủ nhỏ mịn rõ rệt, giảm thiểu các khuyết tật, nâng cao độ liên kết giữa thép
nền và lớp phủ, có tác dụng phân tán đều các lực tác dụng và giảm thiểu ma sát, làm cho hệ số
ma sát rất ổn định, góp phần nâng cao tính chống mòn của lớp phủ. Do đó S2 không xuất hiện
biến dạng dẻo, cơ chế mài mòn của nó chủ yếu là kiểu bám dính. Ngoài ra, độ cứng của S2 cao
hơn S0, giảm thiểu độ biến dạng của bề mặt khi chịu lực tác dụng, đồng thời trì hoãn sự thời
gian tạo thành của vết nứt cũng như giảm tốc độ phát triển của nó, giảm nguy cơ tạo thành vết
nứt. Trong thí nghiệm, hệ số ma sát của S2 ổn định nhưng ở giá trị khá cao, nguyên nhân có thể
do các hạt TiC trong S2 có kích thước không đồng đều, khi bị tác dụng lực trong thời gian dài,
các hạt này bị vỡ ra và bị bong tróc, làm giảm tính chịu ma sát [11]. Nghiên cứu [12] đồng thời
cũng cho thấy, khi mật độ công suất của chùm tia laser tăng cao, tính chống mòn hầu như không
được nâng cao, do làm ảnh hưởng đến tính loãng của TiC, nhưng cũng góp phần làm tăng thời
gian tăng trưởng của TiC tiết pha trên γ-Co, từ đó hình thành bề mặt ma sát khá nhẵn bóng.
Bảng 4: Lượng mòn của S0 và S2 sau thí nghiệm ma sát ở nhiệt độ thường và ở 700oC
Nhiệt độ thí nghiệm
Nhiệt độ thường
700oC

Mẫu
Lớp phủ
Mẫu đối ứng Cr12MoV
Lớp phủ
Mẫu đối ứng Cr12MoV
383

Lượng mòn ω [mg]
S0
S2

23.9
18.0
4.3
14.3
5.5
5.0
65.1
360.5


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
Bảng 4 biểu diễn lượng mòn của S0 và S2 sau khi thực hiện thí nghiệm ma sát ở nhiệt
độ thường và ở 700oC. Từ bảng ta có thể thấy, ở nhiệt độ thường, lượng mài mòn của S0 là
23.9mg, trong khi đó của mẫu đối ứng là 4.3mg. Trong cùng điều kiện thí nghiệm, nhưng
lượng mòn của S2 chỉ là 18.0mg và của mẫu đối ứng là 14.3mg. Điều này chứng tỏ tính chịu
mài mòn của S0 không cao lắm. Ở nhiệt độ 700oC, lượng mòn của S0 và S2 gần như nhau,
nhưng mẫu đối ứng của S2 bị mài mòn gấp 6 lần của S0. Kết quả này cho thấy rằng, tính
chống mòn của S2 cao hơn của S0, điều này cũng có nghĩa là sau khi thêm TiC, tính chống
mòn của lớp phủ được nâng cao rõ rệt. Hiện tượng này có liên quan mật thiết với độ cứng cao
thấp, mức độ đồng đều của tổ chức và nhiệt độ nóng chảy. S2 có độ cứng khá cao, trong quá
trình ma sát, khi các hạt có độ cứng cao trong mẫu đối ứng gặp phải các pha tăng bền trong
lớp phủ, sẽ tạo thành vết xước khá nông và nhỏ, thậm chí là không có, bề mặt mẫu sẽ có khả
năng chống xước rất mạnh mẽ, do đó lượng ma sát nhỏ. Thông thường, ảnh hưởng đến cơ tính
của vật liệu mài mòn gồm có tính dẻo, độ cứng và độ bền kéo, mà tính chống mòn của bề mặt
với độ cứng lại có quan hệ tuyến tính với nhau. Từ kết quả thí nghiệm cho thấy, độ cứng của
vật liệu càng cao, lượng mòn càng nhỏ.

20 μm

Solid oxide

compact layer

200 μm

200 μm

200 μm

200 μm

(a) S0 ở nhiệt độ thường (b) S2 ở nhiệt độ thường (c) S0 ở 700oC

(d) S2 ở 700oC

Hình 5: Bề mặt mẫu sau khi tiến hành thí nghiệm ma sát
ở nhiệt độ thường và ở 700oC
Hình 5 biểu diễn hình dạng của S0 và S2 sau khi thực hiện thí nghiệm ma sát ở nhiệt độ
thường và ở 700oC. Từ hình ta thấy, bề mặt hai mẫu sau khi mài mòn ở nhiệt độ thường vết
xước đều rất nhỏ và rõ ràng, tồn tại một số hạt bám dính. Ở 700oC, vết xước rõ và sâu, đồng
thời xuất hiện vết xước có ba vớ xuất hiện ở hai bên. Lúc này hệ số ma sát khá cao nhưng
lượng ma sát lại nhỏ. Mặc dù vết xước của lớp phủ S2 sâu hơn S0, nhưng bề mặt lớp phủ S0
có màu vàng đậm, trong khi S2 chỉ xuất hiện một ít các hạt màu xanh. Điều này chứng minh
rằng, S2 chỉ bị ôxy hóa nhẹ, trong khi ở S0 hiện tượng ôxy hóa khá nghiêm trọng [13]. Tiến
hành phân tích XRD các bề mặt ma sát (Hình 5c), phát hiện ở 700oC, bề mặt S0 tồn tại một
lượng lớn CoCr2O4 ôxyt, còn S2 vừa có CoCr2O4 ôxyt vừa có NiCr2O4 ôxyt. Kết quả này cho
thấy, ở 700oC cơ chế mài mòn của cả 2 lớp phủ chủ yếu là mòn ôxy hóa [12] và mòn do mỏi.
Xuất hiện hiện tượng này chủ yếu do nhiệt độ càng tăng, hiện tượng ôxy hóa càng nghiêm
trọng, bề mặt mẫu xuất hiện lớp màng ôxyt để tránh cho kim loại bị tiếp xúc dẫn đến hiện
tượng mòn dính, điều này góp phần bảo vệ bề mặt mẫu, nhưng có nhược điểm là lớp màng
ôxyt rất giòn, khi bị ngoại lực tác dụng dễ phát sinh hiện tượng bong tróc làm xuất hiện các

mầm vết nứt và gia tăng mỏi nhiệt, từ đó lại xuất hiện hiện tượng bong tróc do mỏi [14]. Lớp
màng ôxyt bong tróc do mỏi này sẽ để lại một vùng kim loại, vùng kim loại này lại tiếp tục bị
ôxy hóa. Đây chính là quá trình luân phiên giữa ôxy hóa và bong tróc. Nói cách khác, đó
chính là cân bằng động giữa phá hoại và phục hồi các màng ôxyt mỏng trên bề mặt, đồng thời
cũng là đặc trưng của quá trình ma sát bình thường. Quan sát bề mặt của 2 mẫu ở 700oC đều
không phát hiện thấy vết nứt.
KẾT LUẬN
(1) Các pha của lớp phủ hợp kim Co50 chủ yếu gồm dung dịch rắn γ-Co và Cr1.12Ni2.88,
trong khi đó lớp phủ composite Co+20%TiC gồm có TiC, Cr2Ni3 và γ-Co.
384


Kỷ yếu hội nghị khoa học và công nghệ toàn quốc về cơ khí - Lần thứ IV
(2) Nâng cao chất lượng bề mặt thép H13 bằng phương pháp LC, độ cứng được cải
thiện rõ rệt. Độ cứng bình quân của lớp phủ composite TiC/Co cao hơn lớp phủ hợp kim Co50
và tăng gấp 2.8 lần so với thép nền, kết quả nghiên cứu này rất có ý nghĩa trong việc nâng cao
khả năng chống mòn của thép H13.
(3) Khả năng chống mòn của lớp phủ composite Co+20%TiC tốt hơn của lớp phủ hợp
kim Co50, hệ số ma sát rất ổn định ngay cả khi ở nhiệt độ cao, hoàn toàn đáp ứng được các
yêu cầu của sản xuất. Ở nhiệt độ thường, cả hai lớp phủ đều có cơ chế mài mòn là bám dính,
trong khi ở nhiệt độ cao cơ chế mài mòn chủ yếu là mòn ôxy hóa và mòn do mỏi.
TÀI LIỆU THAM KHẢO
[1] 周建忠, 刘会霞. 激光快速制造技术及应用. 北京: 化学工业出版社, 2009.
[2] Hardro J P, Development of materials for the rapid manufacture of die cast tooling,
Graduate University of Rhode Island, United States, 2001.
[3] Chen J Y, Conlon K, Xue L, et al.., Experimental study of residual stresses in laser clad
AISI P20 tool steel on pre-hardened wrought P20 substrate, Materials Science and
Engineering, 2010, Vol. 527(27-28): p. 7265-7273.
[4] 李明喜, 何宜柱, 孙国雄. Ni基合金/45＃钢宽、窄带熔覆Co基合金的组织. 中国激光,
2003, Vol. 30(11): p. 1044-1048.

[5] 李明喜,
何宜柱,
孙国雄.
Co基合金激光熔覆层组织及近表面结晶方向.
东南大学学报(自然科学版), 2002, Vol. 32(6): p. 1-4.
[6] 钱星月, 童和强, 张丹莉, 等. H13模具钢表面激光熔覆Co基合金涂层的组织和性能.
冶金丛刊, 2011, (5): p. 1-3.
[7] Zhao Y M, Wang J L, Mou J W, Microstructures and properties of Co-based alloy
coatings prepared on surface of H13 steel. China Welding, 2010, 19(3): p. 41-44.
[8] 朱蓓蒂, 彭英姿, 陶曾毅, 等. H13模具钢表面激光熔覆钴基合金的研究. 特殊钢, 1994,
Vol. 15(5): p. 38-40.
[9] Si S H, He Y ZH, Yuan X M, et al.., Microstructure and wear-resistance of laser clad Cobased alloy coatings with B4Cp and SiCp. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,
2003, Vol. 13(2): p. 454-459.
[10] 裴宇韬, 孟庆昌, 欧阳家虎
等.激光熔覆TiCp/Ni合金复合涂层中TiC颗粒的溶解析出行为与分布特征. 中国激光,
1995, Vol. 22(12): p. 935-938
[11] Guo J S, Su J W, Guang C S, Research on impact wear resistance of in situ reaction
TiCp/Fe composite. Wear, 2010, Vol. 269 (3-4): p. 285-290.
[12] Candel J J, Amigó V, Ramos J A, et al.., Sliding wear resistance of TiCp reinforced
titanium composite coating produced by laser cladding. Surface and Coatings
Technology, 2010, 204(20): 3161-3166.
[13] Chen Y, Wang H M, High-temperature wear resistance of a laser clad TiC reinforced
FeAl in situ composite coating. Surface and Coatings Technology, 2004, Vol. 179(2-3): p.
252-256.
[14] Kashani H, Amadeh A, Ghasemi H M, Room and high temperature wear behaviors of
Nickel and Cobalt base weld overlay coatings on hot forging dies. Wear, 2007, Vol.
262(7-8): p. 800-806.
385