石墨對無渣自保護藥芯焊絲性能的影響

劉大雙，劉仁培，魏艷紅

（1南京航空航天大學 材料科學與技術學院 ，南京 210016；2江蘇科技大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮江 212003）

Fe－Cr－C體系堆焊合金由于其優異的耐磨粒磨損性能和價格相對低廉的特點，成為近年來耐磨領域的研究熱點之一［1－3］。堆焊組織中較高體積分數的碳化物彌散分布在強韌性的基體中，是Fe－Cr－C系合金能夠獲得良好耐磨性能的基礎。無渣自保護藥芯焊絲藥芯中添加大量合金粉末，從而極大地提高了焊絲的填充率，成為最有前景的耐磨堆焊用焊接材料之一。由于幾乎不添加任何礦物粉，如何實現良好的自保護效果成為開發該類新型焊接材料的基礎。配方中添加石墨粉在焊接化學冶金過程中一方面起到脫氧作用，另一方面脫氧產物形成蒸汽，對保護熔滴不受空氣污染而實現穩定過渡具有重要意義。殘余的部分石墨將以C元素形式過渡到焊縫中，對Fe－Cr－C系堆焊合金中碳化物的形態、分布、數量產生明顯的影響。因此，石墨在焊絲配方中具有脫氧、“造氣”、滲合金等諸多作用，它不僅對于改善自保護藥芯焊絲的熔滴過渡形態及自保護效果，而且對于優化堆焊合金的組織和性能具有十分重要的意義。作者利用自主開發的無渣自保護藥芯焊絲，通過實驗研究石墨對無渣自保護藥芯焊絲熔滴過渡行為以及堆焊層組織和性能的影響，為研制工藝性能和力學性能兼優的先進焊接材料提供了實驗和理論依據。

1 實驗

1.1 材料制備及焊接方法

焊絲外皮采用H08A鋼帶（16mm×0.3mm），里面包裹按一定比例均勻混合而成的60～80目合金粉末。經焊絲成形機軋制拉撥至2.8mm，填充率為50%左右。制成焊絲的橫截面如圖1所示。

圖1 自保護藥芯焊絲截面圖Fig.1 Cross－section of self－shielded flux－cored wire

配方原則是藥芯中石墨含量逐漸增加，其他合金包括錳鐵、硅鐵、硼鐵、鋁鎂合金等，成分保持不變，余量為鐵粉。其藥芯成分配比見表1。采用Miller Dimension 812多功能焊機在Q235試板（200mm×100mm×25mm）上實施堆焊，焊接電流為200～300A，電壓為26～32V，焊接速度為180mm／min。連續堆焊4層，層間溫度控制在250℃，堆焊厚度大于8mm，制取試樣。

表1 藥芯化學成分（質量分數／%）Table 1 Chemical compositions of the flux core（mass fraction／%）

1.2 熔滴過渡頻率及飛濺率測試

通過 USC－4711A采集卡以及 HDC－500lT霍爾電流傳感器和HNV－025A霍爾電壓傳感器對焊接過程的電流電壓信號進行采集，通過LabView軟件對數據進行處理，獲得電流電壓波形圖。并依據電流電壓的波動周期來判斷熔滴過渡頻率大小。

通過水槽收集飛濺顆粒，利用公式：飛濺率＝飛濺質量／焊絲熔化質量，分別計算出各實驗焊絲的飛濺率數值。

1.3 顯微組織及宏觀硬度實驗

利用Neophot 21顯微鏡觀察堆焊金屬組織；利用JSM－840進行掃描電鏡實驗及微區能譜分析。采用HR－150A型洛氏硬度計測定硬度，測試試樣不同區域的7個點硬度，去掉一個最高點，去掉一個最低點，剩下5點數據的平均值即為堆焊金屬的硬度值。

2 實驗結果與討論

2.1 無渣自保護藥芯焊絲的熔滴過渡行為

熔滴過渡是弧焊過程中重要的電弧物理現象，它不僅從根本上決定了焊接材料的工藝性能，并且對焊接化學冶金、焊縫成形，乃至焊縫力學性能產生著復雜的影響［4］。下面從熔滴過渡頻率、飛濺率和焊縫成形等三個方面來探討石墨對無渣自保護藥芯焊絲熔滴過渡行為的影響。

2.1.1 熔滴過渡頻率測試結果

在電弧焊接過程中，電壓和電流的波動不僅能夠表征焊接電弧穩定燃燒的能力［5］，而且也在很大程度上反映出熔滴過渡頻率的變化情況。由圖2可知，隨著石墨含量的增加，一方面電壓和電流均分別在27～32V，210～260A的幅度范圍內波動，其波幅改變并不明顯；另一方面，電弧波動的周期不斷縮短，表明熔滴過渡頻率隨著石墨含量的增多呈現出明顯增大的趨勢。

2.1.2 飛濺率測試結果

飛濺是熔滴過渡過程穩定程度的一種體現，它的產生污染了工件，增加了勞動強度并大大降低熔敷效率。圖3是飛濺率測試結果。當藥芯中不添加石墨時，飛濺率最大，為8.51%；隨著石墨含量的逐漸增加，飛濺現象逐漸得以改善，在石墨含量為6%（質量分數，下同）時，焊接飛濺率出現最小值，為3.57%。當石墨含量進一步增大到8%時，飛濺情況再次惡化。

圖2 石墨對焊絲熔滴過渡頻率的影響 （a）0%石墨；（b）6%石墨；（c）8%石墨Fig.2 Effect of graphite on the transition frequency of droplet （a）0%graphite；（b）6%graphite；（c）8%graphite

圖3 石墨含量對焊接飛濺率的影響Fig.3 Effect of graphite content on welding spatter rate

2.1.3 焊縫成形

焊絲自保護效果的優劣，可以從焊縫成形的情況來做出評判。如圖4所示，在藥芯中不添加石墨的情況下，焊縫表面出現聚渣現象，并有一定數量的針狀氣孔，表明自保護效果不足。當石墨含量增加至6%時，焊道表面光潔無渣，顯示出良好的自保護效果。繼續增加石墨含量至8%，焊縫出現裂紋，成形質量有所下降。

圖4 石墨含量對焊縫成形的影響（a）0%石墨；（b）6%石墨；（c）8%石墨Fig.4 Welding appearance of wires with different graphite contents（a）0%graphite；（b）6%graphite；（c）8%graphite

2.1.4 石墨對無渣焊絲熔滴過渡行為的影響機理

碳是一種強脫氧劑，在焊接過程中C會同其他合金元素發生如下化學反應：

圖5 石墨對熔滴過渡行為影響示意圖（a）熔滴表面CO氣體的吹力作用；（b）熔滴內部CO氣體的“破碎”作用；（c）石墨脫氧增加熔滴表面張力Fig.5 Schematic illustration representing apossible effect of graphite on droplet transition （a）blowing force of CO gas on the droplet；（b）shattering action of CO gas in the droplet；（c）increasing surface tension due to the deoxidization by adding graphite

文獻［6］報道了碳在手工電弧焊接過程中的氧化行為，該氧化行為主要發生在熔滴的形成、長大和過渡過程中。與此同時，碳的氧化產物CO氣體亦對熔滴行為產生著較大的影響。石墨對無渣焊絲熔滴過渡行為的影響機理見圖5。雖然關于“碳的氧化是否在熔滴表面進行”這一問題尚存爭議，特別是當碳以鐵合金的形式加入時；但是對于“石墨的氧化基本上在熔滴表面進行”的結論依然得到了研究者們的認同［6，7］。圖5（a）表明，石墨在熔滴表面氧化產生CO氣體，導致氣體吹力增強，從而使得熔滴變形和活動性增大。這是熔滴細化、過渡頻率加大的重要原因之一。當石墨含量處于更高的水平（如8%）時，不能排除有一小部分石墨會進入熔滴內部并氧化，造成CO氣體的強烈析出，使熔滴破碎從而獲得細化，并成為促進熔滴過渡的氣體動力，如圖5（b）所示。圖5（c）表明石墨含量足夠多時，石墨的先期脫氧作用進一步增強，使得氣相的氧化性減弱，從而CO氣體動力會消弱，細化熔滴加快頻率的趨勢會逐漸淡化；另一方面使得熔滴含氧量急劇減少，導致熔滴表面張力增大，熔滴反而會變粗。石墨對熔滴過渡行為的影響將是上述三種機理綜合作用的結果，在本實驗石墨含量范圍內，前兩種機理占據主要地位，從而導致熔滴細化、頻率加快的效果。第三種機理表現并不明顯，可能是與無渣焊絲中不添加礦物粉，導致熔滴過渡階段沒有熔渣生成，使得熔滴金屬裸露在空氣中，氧氣相對較易侵入熔滴有關。

在藥芯中不添加石墨時，焊接自保護效果較差，空氣大量進入熔滴，造成很大的飛濺，并導致氣孔的產生；隨著石墨含量的增加，脫氧及氣保護的作用加強，保護效果得以改善，飛濺逐漸變小，焊縫成形趨于美觀，在石墨含量為6%時獲得最佳工藝性能；需要特別指出的是，與其他所有脫氧元素均不同，石墨在熔滴過渡階段其吉布斯自由能隨溫度升高反而降低，意味著尤其在熔滴高溫階段，在沒有熔渣保護液態金屬熔滴的情況下，石墨對于保護液滴安全過渡具有特殊的意義。當石墨含量進一步增大至8%時，CO氣體的強烈析出使得飛濺再次增大；此外熔滴尺寸過度細化的結果導致自保護藥芯焊絲與空氣接觸的比表面積增大，氧化還原反應更是趨于激烈；同時過量的石墨降低了藥粉的流動性，容易造成焊絲中藥粉不均，使得焊縫成形變差。

2.2 石墨對堆焊層組織和性能的影響

石墨在無渣自保護藥芯焊熔滴過渡階段發揮著舉足輕重的自保護效果，剩余的石墨將過渡到熔池，在熔池凝固和固態相變的過程中，對堆焊層的組織和性能也產生了重要影響。

2.2.1 堆焊層組織

由圖6（a）可知，堆焊層為典型過共晶組織，在隱針馬氏體和少量奧氏體上分布著初生及共晶碳化物。初生碳化物是典型的（Cr，Fe）7C3型碳化物［8］，呈六方形或長條狀，內部有很多空洞，這可能是碳化物在較高的應力場呈簇生長所導致的晶體缺陷［9］。圖6（b）顯示共晶組織的形態為指紋狀。堆焊合金的凝固形態和生長模式取決于熔池的熱環境。初生碳化物的形成和生長方向總是平行于散熱方向。這是導致（Cr，Fe）7C3型呈現兩種不同形態的根本原因。

圖6 堆焊金屬組織 （a）堆焊層掃描形貌；（b）共晶組織形態Fig.6 Microstructure of hardfacing alloy （a）SEM of hardfacing alloy；（b）SEM of eutectic carbide

如圖7所示，隨著石墨含量的增加，初生碳化物的數目增多。對于過共晶組織，合金液相線遠遠高于共晶溫度。因此具有較高過冷度的初生相將比共晶生長速度更快［10］，碳含量的增加降低了Fe－Cr－C合金的共晶溫度［11］，因此促進了先析碳化物的形成，同時減少了共晶組織區域。此外還可觀察到初生碳化物的生長方向越來越垂直于母材表面。圖7（a）中初生碳化物數量較少，尺寸較小，生長方向也較為凌亂。隨著石墨含量的增加，如圖7（b）～（e）所示，產生碳化物數量增多，尺寸逐漸變大，并且生長方向與母材表面趨于垂直（除圖7（d）中少量的初生碳化物平行于母材生長，可能是由于焊接冶金過程的不平衡造成的），圖7（e）中碳含量最高，初生碳化物有連生的態勢，基體組織過少，致使初生碳化物缺乏基體組織的有效黏結，使得合金韌性急劇惡化，出現焊接應力裂紋（如圖4（c））。文獻［12］指出，碳化物垂直于母材表面定向生長有利于耐磨性能的提高，從這個角度來說，石墨含量的增加促進了初生碳化物的定向生長，對于改善耐磨性能具有積極意義。

圖7 石墨含量對堆焊層組織的影響 （a）0%石墨；（b）2%石墨；（c）4%石墨；（d）6%石墨；（e）8%石墨Fig.7 Effect of graphite content on the microstructures of hardfacing alloys（a）0%graphite；（b）2%graphite；（c）4%graphite；（d）6%graphite；（e）8%graphite

2.2.2 洛氏硬度

由圖8可知，隨著石墨含量的增加，堆焊層硬度也在增加。只是前幾種堆焊合金硬度值增幅較大，而石墨含量為6%和8%的堆焊合金硬度值相差較小。石墨含量為0%時，由于碳化物數量相對較少，導致洛氏硬度較低；隨著石墨含量的增加，初生碳化物數量增多，此時共晶碳化物數量相應減少。因為初生（Cr，Fe）7C3型碳化物維氏硬度約為1700HV，而共晶碳化物維氏硬度僅為1100HV左右，所以堆焊層硬度仍然增加；當石墨含量增加到6%時，碳化物數量已經接近飽和，繼續增加石墨含量至8%時，碳化物體積分數增加并不明顯，因此硬度增長幅度下降。

圖8 石墨含量對堆焊層硬度的影響Fig.8 Effect of graphite content on hardness of hardfacing alloy

3 結論

（1）在無渣自保護藥芯焊絲藥芯中，石墨含量在0%～8%范圍內變化時，隨著石墨含量的增加，熔滴細化、過渡頻率逐漸增大；焊接飛濺呈現先減小后增大的趨勢，當石墨含量為6%時，飛濺率出現最小值，為3.57%，此時焊道成型美觀，表面光潔無渣，證明自保護效果良好。

（2）石墨促進了堆焊層組織先析碳化物的形成，同時抑制了共晶碳化物的生長，并使得先析碳化物趨于垂直于母材表面生長。隨著石墨含量的增加；洛氏硬度值逐漸增加；當石墨含量超過6%后，硬度值增幅放緩，焊道焊態下出現裂紋。

（3）綜合考慮石墨在焊接冶金過程中對熔滴過渡行為、自保護效果及組織和性能的影響，該無渣自保護藥芯焊絲中石墨藥芯中最佳添加量為6%左右。

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