全自動(dòng)氣保焊制備Fe基堆焊層組織與性能研究

呂 迎，李俊剛，吳明忠，湛 蘭，孫建波

（佳木斯大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江佳木斯154002）

0 前言

磨損主要發(fā)生在工件表面，是造成機(jī)械零件失效的主要形式。據(jù)統(tǒng)計(jì)，世界工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家約30%的能源是以不同形式消耗于磨損，我國(guó)礦山、機(jī)械、農(nóng)業(yè)、建筑等行業(yè)每年因磨損消耗的金屬材料達(dá)300萬(wàn)t以上[1]。在金屬材料或零件表面采用堆焊工藝熔敷耐磨合金層，既可修復(fù)材料因長(zhǎng)期服役而導(dǎo)致的失效部位，又可強(qiáng)化材料或零件表面，對(duì)于合理使用材料、延長(zhǎng)零件壽命以及節(jié)約能源具有重要的工程意義。在眾多堆焊合金中，F(xiàn)e-Cr-C系合金由于合金成分范圍寬、價(jià)格低廉且綜合性能好，成為重要的抗中低應(yīng)力磨粒磨損合金。但在嚴(yán)重磨損的工況條件下，F(xiàn)e-Cr-C系合金的耐磨性無(wú)法滿(mǎn)足使用要求[2]。近年來(lái)，由于硼化物的高硬度和良好的熱穩(wěn)定性，將其作為主要硬質(zhì)相應(yīng)用于堆焊領(lǐng)域正受到材料界學(xué)者的重視[3-5]。本研究選擇Fe-Cr-C為基礎(chǔ)合金系，添加B、Ti和B4C，采用全自動(dòng)CO2氣體保護(hù)焊在Q235鋼表面制備含硼堆焊合金，研究B4C的添加量對(duì)堆焊層組織和耐磨性的影響，以獲得最優(yōu)成分以提高Fe-Cr-C系堆焊合金的耐磨性。

1 試驗(yàn)方法和材料

試驗(yàn)用基體為Q235鋼板，尺寸200mm×100mm×10mm。所用合金粉包括：高碳鉻鐵[w（Cr）=69%]、石墨[w（C）＞99.9%]、硼鐵[w（B）=19.3%]、鈦鐵[w（Ti）=40.2%]、還原性鐵粉[w（Fe）＞99%]、碳化硼[w（B4C）=98%]。試驗(yàn)采用CO2氣體保護(hù)焊，焊絲為φ1.2mm的H08Mn2Si。

在電子天平上稱(chēng)量出不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的B4C粉和其他合金粉，并將其放入SFM-2行星混料機(jī)中以200 r/min轉(zhuǎn)速混料1h后倒入研缽中，然后滴入適量稀釋過(guò)的水玻璃作為粘結(jié)劑并攪拌均勻。在Q235鋼板中央固定中空的長(zhǎng)方形塑料模具，然后將合金粉放入模具的空心位置，用鋼板壓緊合金粉并用木錘連續(xù)敲擊鋼板3～5min，壓制成尺寸為140mm×30mm×3mm的預(yù)制塊。從模具中取出預(yù)制塊，在室溫自然風(fēng)干24 h；將風(fēng)干的預(yù)制塊放入ZYH-30型自控遠(yuǎn)紅外烘干箱中，先加熱至50℃預(yù)熱30min，防止預(yù)制塊開(kāi)裂；再升溫至200℃，保溫3h后取出。

堆焊設(shè)備采用KRⅡ350型CO2氣體保護(hù)焊機(jī)，外接自位移小車(chē)和擺動(dòng)系統(tǒng)，焊前在控制系統(tǒng)中輸入焊接工藝參數(shù)，并調(diào)整焊絲與預(yù)制塊的相對(duì)距離，通過(guò)遙控器控制焊槍在Q235鋼板進(jìn)行全自動(dòng)堆焊。具體工藝參數(shù)為：焊接電流220 A，焊接電壓25V，CO2保護(hù)氣體流量15L/min，焊接速度2mm/s，擺幅寬度15mm。

采用HR-150A型數(shù)顯示洛氏硬度測(cè)量堆焊層表面硬度，載荷150 kg，每組試樣測(cè)試6點(diǎn)，然后計(jì)算平均值。采用HXS-1002K顯微硬度計(jì)測(cè)試微觀組織硬度，載荷50 g，加載時(shí)間5 s。在ML-100型磨粒磨損機(jī)上進(jìn)行磨損試驗(yàn)，每組測(cè)試3個(gè)試樣，堆焊試樣尺寸為φ4×10mm，磨料為120目棕剛玉砂布，圓盤(pán)轉(zhuǎn)速60 r/min，旋轉(zhuǎn)1 500圈后用FA1004B型萬(wàn)分之一電子天平稱(chēng)量磨損量，并取平均值。采用OLYMPUS GX71倒置金相顯微鏡觀察顯微組織。利用Bruker D-8型X射線衍射儀分析堆焊層相組成。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 堆焊層外觀形貌

堆焊層外觀成型如圖1所示。由于采用全自動(dòng)CO2氣體保護(hù)焊進(jìn)行堆焊，通過(guò)控制系統(tǒng)自動(dòng)完成引弧、擺動(dòng)送絲、焊接和收弧過(guò)程，可在鋼基體實(shí)現(xiàn)高效、大面積的表面堆焊。堆焊層成形美觀，魚(yú)鱗紋均勻細(xì)密，堆焊層寬度與余高一致，表面無(wú)裂紋和氣孔。

圖1 堆焊層外觀成形Fig.1 Appearance of the surfacing layer

2.2 堆焊層組織分析

堆焊金屬的組織形態(tài)受B4C加入量的影響顯著，其加入量的多少直接影響析出硬質(zhì)相的種類(lèi)、形態(tài)和數(shù)量，進(jìn)而影響堆焊金屬的硬度及耐磨性。Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊層金相組織形貌如圖2所示。可以看出，該堆焊合金屬于典型的亞共晶組織，由針狀或胞狀組織以及共晶組織構(gòu)成。當(dāng)堆焊合金未加B4C時(shí)，堆焊層上分布著黑色針狀組織，周?chē)植贾鴹l狀共晶組織。w（B4C）為10%時(shí)，堆焊層中出現(xiàn)粗大胞狀晶，邊界分布著網(wǎng)狀共晶組織。隨著B(niǎo)4C含量的增加，胞狀晶尺寸減小，共晶組織呈網(wǎng)狀分布且數(shù)量增加。

為判定堆焊合金的相組成，對(duì)試樣進(jìn)行X射線衍射和局部組織顯微硬度分析。堆焊層的XRD圖譜如圖3所示，無(wú)B4C和w（B4C）10%堆焊層的顯微硬度壓痕分布如圖4和圖5所示。未加B4C的堆焊金屬主要成分為Fe、共晶硬質(zhì)相Fe2B和Fe3（C，B）。堆焊層中黑色針狀組織之間以一定的夾角相交，針狀組織及附近區(qū)域的顯微硬度最高可達(dá)630 HV，根據(jù)形態(tài)和硬度確定該組織為針狀馬氏體，分布于奧氏體基體上；邊界分布的條狀共晶組織為共晶奧氏體+Fe2B和Fe3（C，B），顯微硬度最高值為660HV。添加B4C后，堆焊合金中均出現(xiàn)胞狀晶，含w（B4C）30%堆焊層中胞狀組織的顯微硬度最高值為550HV，確定該胞狀組織為初晶奧氏體；共晶組織的顯微硬度最高值為650HV，其成分為共晶奧氏體+Fe2B+Fe3（C，B）。

圖2 堆焊層金相組織（500×）Fig.2 M icrostructure of the surfacing layer（500×）

圖3 堆焊層X(jué)RD圖譜Fig.3 XRD patterns of the surfacing layer

由上述分析可知，堆焊合金的結(jié)晶過(guò)程如下：當(dāng)具有亞共晶成分的堆焊液態(tài)合金冷卻至液相線時(shí)，開(kāi)始從液相中析出初晶奧氏體γ-Fe，由于B、C元素在γ-Fe中溶解度很低，隨著溫度的降低，多余的B、C從晶體中排出，造成周?chē)合嘀蠦、C富集；當(dāng)合金冷卻至共晶溫度時(shí)，發(fā)生L→γ-Fe+Fe2B共晶反應(yīng)，直至液相完全消失；繼續(xù)冷卻時(shí)，初晶和共晶γ-Fe中的B、C溶解度繼續(xù)降低，不斷地向γ-Fe枝間擴(kuò)散，并在晶界處析出形成Fe3（C，B）相。隨著w（B4C）的增加，γ-Fe枝間擴(kuò)散的 C、B 數(shù)量增多，生成的共晶組織數(shù)量增加；當(dāng)溫度快冷降至室溫時(shí)，不加B4C的合金中γ-Fe部分轉(zhuǎn)變成馬氏體，加入B4C的合金，w（C）隨之增加，而由于C是擴(kuò)大γ-Fe相區(qū)的元素，可增加γ-Fe的穩(wěn)定性，使γ-Fe相區(qū)擴(kuò)大到室溫，因此添加B4C的堆焊層在室溫下仍然保持初晶γ-Fe的形態(tài)。

2.3 堆焊層界面形貌

堆焊層界面形貌如圖6所示。可以看出，堆焊層與基材交界處形成過(guò)渡區(qū)，即熔合區(qū)。在堆焊過(guò)程中，由于堆焊層材料與基體材料成分不同，在熔合區(qū)如果產(chǎn)生脆性相，將惡化堆焊層性能，因此熔合區(qū)是堆焊結(jié)構(gòu)最薄弱的部位。本研究中堆焊合金為Fe基合金，基體金屬為Q235鋼，兩者物理相容性和冶金相容性好，且堆焊金屬由韌性好的奧氏體和一定硬度的共晶組織組成，達(dá)到韌性和硬度的綜合匹配，因此熔合區(qū)未出現(xiàn)裂紋或剝離。

圖4 w（B4C）=0%堆焊層顯微硬度壓痕Fig.4 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ithout B4C

圖5 w（B4C）=30%堆焊層顯微硬度壓痕Fig.5 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ith w（B4C）=30%

圖6 堆焊層界面形貌（200×）Fig.6 Interfacemorphology of the surfacing layer（200×）

2.4 堆焊層硬度與耐磨性

堆焊層的耐磨性主要取決于其化學(xué)成分、硬質(zhì)相的數(shù)量、形態(tài)和分布，以及硬質(zhì)相與基體匹配關(guān)系[6]。由于堆焊層中加入一定量的Cr和Ti，可部分固溶于γ-Fe中形成固溶體，強(qiáng)化組織。此外，B4C的加入對(duì)堆焊層硬度及耐磨性影響顯著。Fe-Cr-CB-Ti-B4C堆焊層的洛氏硬度與磨損量如表1所示。未加B4C時(shí)，堆焊層基體為針狀馬氏體+殘余奧氏體，并且條狀共晶相Fe2B和Fe3（C，B）數(shù)量較少，所以堆焊層硬度僅為52.5 HRC，磨損量最大。隨著w（B4C）的增加，共晶組織中Fe2B和Fe3（C，B）硬質(zhì)相數(shù)量增加，使得堆焊層硬度逐漸增加，磨損量降低；w（B4C）＝20%時(shí)，磨損量最低，耐磨性最好；當(dāng) w（B4C）＝30%時(shí)，其硬度達(dá)到最大值61.3 HRC，但由于γ-Fe周?chē)植贾罅窟B續(xù)的共晶組織，這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)破壞了基體的連續(xù)性，使硬度較低的γ-Fe基體無(wú)法承受石英砂磨粒強(qiáng)烈的切削作用，導(dǎo)致堆焊合金的磨損量高于w（B4C）＝20%的堆焊層。

3 結(jié)論

（1）采用全自動(dòng)CO2氣體保護(hù)焊在Q235鋼板上制備Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊層，其成形美觀，表面無(wú)裂紋和氣孔，界面無(wú)開(kāi)裂。

（2）堆焊合金屬于亞共晶組織，無(wú)B4C的堆焊層組織為針狀馬氏體、殘余奧氏體以及共晶組織；添加B4C后，堆焊合金由胞狀初晶奧氏體和共晶組織組成。共晶組織由共晶奧氏體、Fe2B和Fe3（C，B）組成。

（3）隨著w（B4C）增加，堆焊層硬度逐漸增加，含w（B4C）=30%的堆焊層硬度最高，為61.3 HRC；磨損量先升高后降低，當(dāng)w（B4C）＝20%時(shí)堆焊層耐磨性最佳。

表1 堆焊層洛氏硬度與磨損量Table 1 Rockwell hardness and wear loss of the surfacing layer

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