等離子噴焊ZrC增強(qiáng)鐵基噴焊層Q345復(fù)合板的制備

于宏辰,張俊翔,陳思穎,寧玉恒

(1.長(zhǎng)春工程學(xué)院,機(jī)電工程學(xué)院,吉林 長(zhǎng)春 130021；2.長(zhǎng)春工程學(xué)院,應(yīng)用技術(shù)學(xué)院,吉林 長(zhǎng)春 130021；3.長(zhǎng)春工程學(xué)院 水利與環(huán)境工程學(xué)院,吉林 長(zhǎng)春 130021；4.大唐東北電力試驗(yàn)研究院有限公司,吉林 長(zhǎng)春 130000)

磨損與腐蝕是工件破壞的主要方式，嚴(yán)重制約經(jīng)濟(jì)的發(fā)展.一般情況下，工件的破損現(xiàn)象主要產(chǎn)生于工件的表層部分[1].故而提高工件的表面性能是提高工件使用壽命、降低生產(chǎn)成本的重要方法[2].

用于增加材料表面性能的方法包括激光熔覆、熱噴涂、氣體鎢極電弧焊及等離子噴焊[3-4].等離子噴焊是工件表面強(qiáng)化的重要手段之一，它具有合金材料用量少、應(yīng)用范圍廣、價(jià)格便宜、生產(chǎn)效率高與自動(dòng)化程度較高等諸多特點(diǎn)，可以在零件表面制備高性能的合金涂層，并且，鎳基、鈷基合金粉末較為常見.然而，上述粉末的價(jià)格較為昂貴，一般只用于特殊要求的零部件表面.鐵基合金粉末成本低廉且與鋼鐵基體的融合性較好而逐漸引起廣泛的關(guān)注.然而單一的鐵基合金噴焊層性能很難滿足工業(yè)生產(chǎn)需求.顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合涂層技術(shù)在進(jìn)一步改善涂層性能方面具有重要應(yīng)用，該方法能使涂層基體晶粒明顯細(xì)化，可解決單一金屬基涂層所帶來的性能低下問題.因此，顆粒增強(qiáng)鐵基合金粉末噴焊層的制備正逐步成為研究熱點(diǎn)[5-6].

ZrC具有高硬度、高熔點(diǎn)、高穩(wěn)定性、抗腐蝕性和良好的導(dǎo)熱性，且與金屬潤(rùn)濕性優(yōu)良，可以作為鐵基粉末良好的顆粒增強(qiáng)體[7-9].同時(shí)，ZrC與鐵具有較低的晶格錯(cuò)配度，有效的細(xì)化了晶粒.因此，ZrC的加入對(duì)于改善噴焊材料的耐磨性和強(qiáng)度方面效果明顯.然而，目前關(guān)于ZrC顆粒增強(qiáng)鐵基表面處理的研究主要集中在激光熔覆技術(shù)上；而激光熔覆技術(shù)成本較高，很難滿足生產(chǎn)需求.相比之下，等離子噴焊技術(shù)成本低廉、生產(chǎn)效率高且自動(dòng)化程度高，適合現(xiàn)代生產(chǎn)需求.因此，利用等離子噴焊技術(shù)進(jìn)行ZrC顆粒增強(qiáng)鐵基復(fù)合噴焊層的制備對(duì)工業(yè)生產(chǎn)幫助較大，而目前對(duì)該領(lǐng)域的研究較少[10].

Q345低合金鋼具有強(qiáng)度高、韌性和疲勞性能良好的特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于轉(zhuǎn)向架構(gòu)架、壓力容器、管道及鋼結(jié)構(gòu)等[11].因此，本論文以Fe55的粉為基體同時(shí)加入ZrC陶瓷顆粒，在Q345表面進(jìn)行等離子噴焊.從而優(yōu)化了ZrC增強(qiáng)鐵基噴焊層Q345復(fù)合板的制備工藝，為優(yōu)化鋼鐵材料等離子噴焊表面處理技術(shù)提供實(shí)驗(yàn)依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 試劑與儀器

本實(shí)驗(yàn)所選用基體材料是尺寸為300 mm×70 mm×6 mm的Q345低合金鋼，噴焊材料選用目數(shù)為150-300目的Fe55型Fe基自熔性合金粉末，其主要化學(xué)成分如表1所示.選用目數(shù)為140-300目的ZrC陶瓷顆粒作為增強(qiáng)相，以期提高鐵基合金噴焊層的力學(xué)性能.

表1 Fe55型 Fe基自熔性合金粉末化學(xué)成分

1.2 實(shí)驗(yàn)過程

利用等離子噴焊技術(shù)(Plasma transferred arc welding)在其表面制備了含有3.0 wt.% ZrC的鐵基合金噴焊層.首先，設(shè)計(jì)簡(jiǎn)單正交實(shí)驗(yàn)以達(dá)到優(yōu)化最佳噴焊工藝的目的.實(shí)驗(yàn)后通過觀察焊縫宏觀形貌、熔池深度、余高高度以及顯微硬度等對(duì)焊縫成形系數(shù)及硬度較低的工藝進(jìn)行排除，進(jìn)而優(yōu)化出最佳的噴焊工藝.對(duì)利用優(yōu)化的工藝制備的試樣進(jìn)行切割取樣，利用金相顯微鏡(Carl Zeiss-Axio Imager A2m)、掃描電鏡(EVO 18，Carl Zeiss)分別對(duì)其進(jìn)行金相觀察與物相分析、利用顯微硬度計(jì)(1600-5122VD Microment 5104)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試、利用夏比擺錘沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)(PTM2000)對(duì)試樣進(jìn)行沖擊測(cè)試，利用掃描電鏡(EVO 18，Carl Zeiss)對(duì)沖擊試樣斷口進(jìn)行觀察以分析其斷裂機(jī)制.

2 結(jié)果與討論

正交實(shí)驗(yàn)的噴焊工藝參數(shù)見表2.根據(jù)課題組前期研究離子氣、保護(hù)氣對(duì)ZrC增強(qiáng)鐵基噴焊層質(zhì)量影響的結(jié)果，將離子氣、保護(hù)氣分別設(shè)定為1.2～1.4 L/min、10～12 L/min.所以只需改變焊接電流、焊槍行走速度以及送粉量來探索符合要求的最佳工藝參數(shù).并且，在焊前對(duì)Q345鋼板進(jìn)行預(yù)熱，以減小焊接變形，預(yù)熱溫度為200 ℃，預(yù)熱時(shí)間為30 min.相應(yīng)工藝參數(shù)條件下制備的噴焊復(fù)合板體式顯微鏡圖如圖1所示.從圖中可以看出，通過測(cè)量焊縫宏觀形貌、熔池深度以及余高高度等參數(shù)計(jì)算出焊縫成形系數(shù)；同時(shí)對(duì)各試樣進(jìn)行硬度測(cè)試，選取試樣中硬度較高、焊接成形系數(shù)較大的試樣作為正交實(shí)驗(yàn)的最佳工藝，具體結(jié)果如表3所示.從表3中結(jié)果可以看出，優(yōu)化出最佳的噴焊工藝為電流60 A、焊槍行走速度20 mm/min、送粉量為35 %、離子氣流量為1.2～1.4 L/min、保護(hù)氣流量為10～12 L/min.

表2 正交實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)明細(xì)

圖1 正交實(shí)驗(yàn)中各焊縫體視顯微鏡圖片

表3 焊縫宏觀特征參數(shù)

圖2為最優(yōu)焊接工藝條件下噴焊層與基體的光鏡組織圖.

圖2 最優(yōu)焊接工藝條件下噴焊層與基體的光鏡組織圖

其中圖(a)為基板組織、圖(b)為熱影響區(qū)組織、圖(c)熔合線附近組織、圖(d)噴焊層組織，(e)、(f)、(g)、(h)分別為(a)、(b)、(c)、(d)的放大圖.從圖中可以看出，Q345基板的組織正常，為珠光體+鐵素體組織(圖2(a)、(e)).同時(shí)對(duì)未加ZrC的噴焊層也進(jìn)行光鏡觀察如圖3所示.

圖3 最優(yōu)焊接工藝條件下未加ZrC的噴焊層光鏡組織圖

從圖中可以看出，熱影響區(qū)處金相組織仍為珠光體+鐵素體組織(圖2(b)、(f)).和基板組織相比，熱影響區(qū)處的組織織構(gòu)現(xiàn)象不明顯.這是由于在焊接過程中，熱影響區(qū)所受熱量較高，在焊槍經(jīng)過之后其又在空氣中冷卻，此過程相當(dāng)于對(duì)該處進(jìn)行正火熱處理，其間原子受熱擴(kuò)散導(dǎo)致鐵素體與滲碳體進(jìn)一步發(fā)生非定向生長(zhǎng).熔合線附近無明顯微裂紋產(chǎn)生；且熔合區(qū)涂層存在白亮層(箭頭所示)，表明涂層與基板均達(dá)到了結(jié)合強(qiáng)度較高的冶金結(jié)合(圖2(c)、(g)).圖2(d)、(h)為噴焊層組織，從圖中可以看出，和圖3相比，ZrC的加入使鐵基體晶粒組織發(fā)生明顯的細(xì)化和均勻化，原有定向生長(zhǎng)的粗大樹枝晶受到抑制，整體組織的生長(zhǎng)各向異性有所減弱，出現(xiàn)了近等軸晶，組織的均勻性較高.并且，在等離子噴焊過程中，在高能量密度的離子弧作用下噴焊層吸收熱量較大且微米ZrC顆粒具有較高的硬度和熔點(diǎn).因此部分微米ZrC將熔化成為Zr和C原子.但由于Zr元素是可以促進(jìn)碳化物的形成，在高溫區(qū)又會(huì)重新和C反應(yīng)形成初析碳化物 ZrC.未熔及重新析出的 ZrC將會(huì)成為非自發(fā)形核核心，在熔池中促進(jìn)熔化鐵粉的凝固形核，從而發(fā)生晶粒細(xì)化.

采用維氏顯微硬度計(jì)對(duì)噴焊層橫截面的顯微硬度進(jìn)行測(cè)量，其中顯微硬度測(cè)量具體位置如圖4所示，取距離熔合線相同距離點(diǎn)硬度平均值作為該處硬度，以減少試驗(yàn)誤差.

圖4 噴焊復(fù)合板硬度測(cè)試點(diǎn)

從表4中可以看出，多次測(cè)量的高強(qiáng)層硬度均在600(Hv10)以上.對(duì)試樣進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)，為使實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)更加準(zhǔn)確，對(duì)該復(fù)合板進(jìn)行3次實(shí)驗(yàn)，取平均值后得出試樣的沖擊韌度為192.8 J/cm2；并且對(duì)沖擊斷口進(jìn)行了分析.圖5為沖擊試樣的斷口形貌圖，其中圖(a)、(b)為高強(qiáng)層，圖(c)、(d)為基體層，圖(e)、(f)為熔合線附近，其中(b)、(d)、(f)分別為(a)、(c)、(e)的放大圖.從圖中可以看出，在沖擊過程中高強(qiáng)層的斷口形貌為河流狀花樣，斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂；在基體層位置處，存在明顯的冰糖狀形貌，其斷裂方式為解理斷裂.而在熔合線位置發(fā)現(xiàn)，雖然板材受到快速變形，但噴焊層與基體層仍然具有較好的結(jié)合，未發(fā)現(xiàn)微觀裂紋的存在；并且，熔合線附近的基體層位置仍具有解理斷裂的特征，而噴焊層附近也仍為準(zhǔn)解理斷裂.在沖擊實(shí)驗(yàn)過程中，由于試樣發(fā)生瞬間變形，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)也非常快，使得位錯(cuò)所穿過的晶粒來不及形成韌窩就已經(jīng)發(fā)生了斷裂，因此解理斷裂可以發(fā)生于基體中.而在噴焊層中，由于ZrC陶瓷顆粒的存在，在沖擊過程中，ZrC陶瓷顆粒對(duì)位錯(cuò)起到一定的阻礙作用，位錯(cuò)在噴焊層中的移動(dòng)速度要慢于在基體中的移動(dòng)速度，導(dǎo)致了河流狀花樣在噴焊層里的形成.

表4 最優(yōu)工藝制備的噴焊層復(fù)合材料硬度

圖5 沖擊試樣的斷口形貌圖

對(duì)噴焊層進(jìn)行進(jìn)一步的XRD分析，如圖6所示.從圖中可以看出在噴焊層中僅存在鐵素體、(Cr,Fe)7C3及ZrC相.

2θ/degree圖6 噴焊層XRD圖譜

噴焊層各位置能譜如圖7所示，從圖中可以看出1點(diǎn)為噴焊層中的鐵基體，除含有Fe元素之外，C、Cr元素也固溶于Fe晶粒中.2點(diǎn)為共晶相，根據(jù)圖(c)中的元素成分顯示結(jié)合圖6確定該共晶相為(Cr,Fe)7C3相，由于該析出物質(zhì)為硬脆相.因此，針狀(Cr,Fe)7C3硬脆相的存在是導(dǎo)致合金噴焊層硬度較高的重要原因.

(a)掃描電鏡圖片

(b)為(a)中1點(diǎn)處的能譜及成分

(c)為(a)中2點(diǎn)處的能譜及成分

(d)為(a)中3點(diǎn)處的能譜及成分圖7 噴焊層各處掃描電鏡及能譜圖

不僅如此，由于冷速較快，大量Cr、C固溶于鐵基體中，所產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化作用使噴焊層硬度提高.而在鐵晶粒內(nèi)部存在的物質(zhì)進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)(3點(diǎn))，該物質(zhì)含有大量的Zr和C，我們認(rèn)為該物質(zhì)為ZrC相，正是由于ZrC作為鐵晶粒內(nèi)部的異質(zhì)核心使得鐵晶粒得到明顯細(xì)化，這對(duì)提高噴焊層硬度是有益的.

3 結(jié) 論

等離子噴焊金屬基陶瓷復(fù)合涂層同時(shí)具備表面涂層技術(shù)和復(fù)合材料技術(shù)的優(yōu)點(diǎn)，將金屬的高韌性與陶瓷材料的高熔點(diǎn)、高硬度、高耐磨性等結(jié)合起來，在零件的表面制備一層具有高硬度的含有陶瓷增強(qiáng)相的合金層，同時(shí)又保證了基體的強(qiáng)韌性從而大大提高了零件的使用壽命.具體結(jié)論如下：

(1)確定出噴焊最佳工藝參數(shù)為電流60 A、焊槍行走速度20 mm/min、送粉量為35 %、離子氣流量為1.2～1.4 L/min、保護(hù)氣流量為10～12 L/min.

(2)通過顯微硬度和沖擊試驗(yàn)測(cè)試，試樣的平均沖擊韌度為192.8 J/cm2；高強(qiáng)層硬度可達(dá)600(Hv10).

(3)噴焊層凝固過程中會(huì)析出(Cr,Fe)7C3共晶相，且其為硬脆相；同時(shí)，ZrC硬度較高可作為合金的增強(qiáng)相，最終導(dǎo)致噴焊層硬度高.