電弧沉積條件下Cu 基熔覆層的微觀組織及性能研究*

0 前 言

在采礦、 火電等領域， 大量礦石、 燃煤等固體介質需通過管道運輸， 然而由于這類介質具有硬度高、 流速快等特點， 管道內壁在其長期沖刷下會產生較為嚴重的磨損， 最終使得管道被磨穿，導致資源浪費甚至生產事故的發(fā)生

。 因此， 提高管道材料表面的硬度和耐磨性在節(jié)約資源、 安全生產方面具有重要意義。 表面改性是提高材料表面性能的理想手段， 目前已經發(fā)展出電鍍

、 熱噴涂

、 激光熔覆

、堆焊

等諸多方法。 其中， TIG堆焊具有熱量集中、 成本低、 效率高、 操作簡單、 熔覆層與基體呈冶金結合等優(yōu)點， 已在工業(yè)生產中得到廣泛應用

。 利用藥芯焊絲進行電弧堆焊還可靈活調整熔覆層成分， 目前， 研究人員已經使用藥芯焊絲氬弧堆焊方法成功制備了金屬及金屬/陶瓷復合熔覆層

、 高熵合金熔覆層

等多種類型的熔覆層， 該方法具有良好的發(fā)展前景。

目前常用的熔覆材料主要有鎳基、 鐵基、 銅基合金等， 其中銅基合金具有良好的導電性、 導熱性和耐腐蝕性， 引入合金元素后， 在一定條件下熔覆層金屬間化合物或陶瓷顆粒等會對其進行強化， 可獲得較高的力學和摩擦學性能， 是自潤滑及耐磨零部件的首選材料

。 激光熔覆是制備銅基熔覆層的常用方法， Lyu 等

通過激光熔覆原位合成了ZrB

-ZrC 增強銅基復合熔覆層， 并研究了熔覆層的微觀組織、 物相組成和摩擦磨損性能， 結果表明， ZrB

-ZrC 陶瓷顆粒可大大提高銅基熔覆層的硬度和耐磨性， 平均硬度達410HV

，是純銅的近6 倍， 磨損機制主要是磨粒磨損和粘著磨損， 磨損量比純銅低約85%。 鄧德偉等

以Q235 鋼為基體， 研究了不同激光功率對Cu-18Pb-2Sn 合金熔覆層組織和性能的影響， 發(fā)現增加激光功率可以減少熔覆層內部的孔隙， 提高成形質量， 但對硬度沒有明顯影響； 此外，對Cu-18Pb-2Sn 合金熔覆層進行激光重熔可進一步提高表面硬度， 降低摩擦因數。 但銅及銅合金對激光的反射率較高， 采用激光熔覆方法制備的銅基涂層易產生孔洞、 界面結合不良等缺陷， 影響熔覆層的服役性能， 而TIG 電弧堆焊可克服激光熔覆的上述缺點， 制備出缺陷較少、 性能優(yōu)良的銅基熔覆層。 Li 等

使用氬弧熔覆方法制備了TiN-Ti2Cu 增強銅基復合熔覆層， 發(fā)現熔覆層中增強相的含量隨著Ti 含量的增加而增加， 熔覆層硬度最高達到410HV

，是純銅的5.1 倍。

藥芯焊絲具有成分易調控、 熔覆效率高， 且易合成各種目標增強相等眾多優(yōu)勢。 然而， 目前使用藥芯焊絲氬弧熔覆方法制備銅基熔覆層的研究鮮有報道， 相關研究較為匱乏。 因此， 本研究采用藥芯焊絲氬弧熔覆方法制備了Cu-Ni-Cr-Fe-C 熔覆層， 研究了熔覆層的微觀組織和顯微硬度， 并與純銅和Q345B 基體進行了對比， 驗證了其可行性， 也為該方法在工程實際中的應用提供一定的依據和參考。

1 試驗材料與方法

試驗采用的母材是規(guī)格為300 mm×150 mm×10 mm 的Q345B 鋼板， 藥芯焊絲以7 mm×0.2 mm的紫銅帶作為外皮， 將Cu-Ni-Cr-Fe-C 粉末以一定比例混合均勻后填入銅帶， 填充率控制在35%左右， 經拉拔、 減徑等工序后制成直徑1.6 mm 的藥芯焊絲。 其中， 焊絲粉芯中的Ni 可與Cu、 Fe無限互溶， 同時增加Cu、 Cr 的相互固溶度， 提高涂層的強度、 硬度及涂層與母材的結合能力，避免裂紋等缺陷的產生； Fe 可細化富Cr 相顆粒和Cu 基組織， 提高涂層的力學性能； C 由石墨粉提供， 石墨為潤滑組元， 可增強涂層的潤滑能力， 同時提高硬度和耐磨性

。 Q345B 母材和Cu 基熔覆層的名義化學成分見表1。

將Q345B 鋼板表面清理干凈后， 使用Panasonic 型TIG 焊機進行沉積， 沉積電流120 A，熔池保護氣體采用體積分數為99.99 %的氬氣，氣體流量15 L/min。 熔覆完成后使用線切割機切取組織和性能分析試樣。 金相試樣經預磨、拋光后， 用5 g FeCl

+10 mL HCl+100 mL H

O溶液進行表面腐蝕， 在OLYMPUS—GX71 型光學顯微鏡 （OM） 下觀察熔覆層的微觀組織， 并使用帶有EDS 能譜儀的JSM—6700F 型掃描電子顯微鏡 （SEM） 對微區(qū)組織形貌和元素分布情況進行分析。 使用XRD-7000 型X 射線衍射儀 （XRD） 分析涂層的物相組成， 掃描速度為6°/min， 步長0.02°。 使用MHV—1000Z 型顯微維氏硬度計對試樣的顯微硬度進行測試， 其測試路徑如圖1 所示， 試驗點間距0.5 mm， 載荷0.1 kgf， 保 荷 時 間15 s， 每 個 區(qū) 域 測 試10 個點， 并取平均值。

2 結果與討論

2.1 微觀組織分析

計算機軟件的發(fā)展雖然時間較短，其作用卻不容忽視，直接影響著計算機未來的發(fā)展和進一步應用，因此，對計算機軟件開發(fā)技術的研究就顯得尤為重要了。計算機軟件的開發(fā)技術是一個不斷演變和發(fā)展的過程，雖然在應用過程中取得了一定的成效，但是要不斷適應人們的生活和經濟的發(fā)展，這就需要相關軟件開發(fā)技術人員能夠順應時代的發(fā)展和要求，從長遠角度出發(fā)，實現不斷創(chuàng)新計算機軟件開發(fā)技術。

為了表征合金元素對熔覆層的強化效果， 對純銅、 Q345B 基體和Cu-Ni-Cr-Fe-C 熔覆層的顯微硬度進行了測試， 如圖6 所示。 從圖6 （a） 可以看出， 熔覆層的平均硬度達到202.8 HV

， 接近純銅的2 倍， 也高于Q345B 低碳鋼基體， 表明Ni、 Cr、 Fe、 C 四種元素對熔覆層的強化效果較為顯著。 結合微觀組織分析和元素分布情況可知，強化機制主要為固溶強化和第二相強化。 Ni、 Cr、Fe 元素的原子半徑與Cu 較為接近， 與Cu 主要形成置換固溶體， 可引起晶體中的點陣畸變， 增大位錯運動的阻力， 使得滑移過程難以進行， 從而產生較為顯著的強化效果。 此外， 凝固過程中由于溶解度變化而析出的富Cr 相， 以及均勻分布在熔覆層中的單質C 同樣會阻礙位錯運動， 對熔覆層具有第二相強化作用。 通過兩種機制的共同作用提高熔覆層的表面硬度。 從圖6 （b） 可見， 在電弧沉積過程中熱循環(huán)的作用下， 基體熱影響區(qū)的硬度高于母材， 界面處未出現硬度突變現象；熔覆層中， 距離界面越遠表面硬度越高， 這可能與其微觀組織有關。 受成分過冷程度的影響， 熔覆層頂部的等軸晶晶粒與熔覆層底部晶粒相比較為細小， 因此提高了熔覆層頂部的硬度。

式中,δij為克羅內克符號,(EI)e為FRP布加固黏彈性梁在Laplace變換域中的等效抗彎剛度,且

為了確定熔覆層的物相組成， 對熔覆層進行了XRD 測試， 分析結果如圖4 所示。 由圖4 可見， 熔覆層主要由單一的FCC 結構固溶體相組成， 應為半徑稍小的Ni、 Fe、 Cr 原子固溶到Cu基體中形成的Cu-Ni-Fe-Cr 固溶體。 這些溶質原子可使得Cu 晶格發(fā)生畸變， 阻礙位錯運動，從而提高熔覆層的硬度， 起到固溶強化作用。

合金元素的擴散對熔覆層組織、 性能的演化起著至關重要的作用。 沉積過程中， 由于異種材料中各元素含量不同， 在濃度梯度的驅動下， 元素會在界面間發(fā)生擴散， 從而對熔覆層性能產生影響。 為了分析Q345B 基體/Cu 基熔覆層結合界面的元素擴散情況， 對界面區(qū)域進行了EDS 線掃描測試， 試驗結果如圖5 所示。

2.2 界面元素擴散情況分析

過了一會兒，他又說：“我說，哥們兒，你是怎么發(fā)現這樣一個人間尤物的？這世上怎么可能——有這樣讓你看一眼——只看一眼，就讓你著迷的女人？”

從圖5 可見， 在基體/熔覆層界面處， 各元素含量均發(fā)生了突變， 元素相互擴散的距離較短，表明熔覆層金屬稀釋率較小。 因此后續(xù)試驗過程中須按照材料的合金成分， 依據相形成次序及原理設計相過渡層合金系， 實現梯度過渡， 進一步優(yōu)化界面連接行為。 由于Ni 與Fe 可無限互溶， 因此熔覆層中的Ni 向基體中擴散相對較多， 這有利于熔融基體與熔池金屬的混合， 還可減少Cu 滲透裂紋的產生， 提高銅/鋼異質界面的結合強度

。

2.3 顯微硬度分析

為了表征熔覆層微區(qū)域的組織形貌和元素分布情況， 對熔覆層進行了掃描電鏡觀察， 如圖3所示。 圖3 （a） 為熔覆層中部的微區(qū)域組織形貌，可見基體上分布有樹枝狀晶粒和球狀、 棒狀的析出相， 為了定量分析不同微觀區(qū)域的化學成分，對圖3 （a） 中a、 b、 c 三個區(qū)域進行了EDS 點掃測試， 測試結果見表2， 可以看出與基體（b 點）相比， 樹枝晶（a 點） 中的Fe、 Ni 含量較高， 而Cu 含量較少， 表明熔覆層存在微觀偏析。 這是因為在熔池凝固過程中， 由于Cu 的熱導率較高，使得凝固速率較快， 溶質元素來不及充分擴散，從而在溶質元素較為富集的區(qū)域， 晶粒以樹枝狀形態(tài)長大。 對析出相（c 點） 的EDS 測試結果表明， 該析出相中Cr 元素含量較高， 這是由于Cu和Cr 相互固溶度較低， 1 076 ℃時Cr 在Cu 中的溶解度僅為0.7 %， 室溫下幾乎不固溶， 因此Cr在熔池凝固過程中逐漸析出， 形成不同形態(tài)的富Cr 析出相， 對熔覆層具有第二相強化作用。 為了獲得圖3 （a） 中不同區(qū)域的元素分布情況， 對其進行了EDS 面掃測試， 試驗結果如圖3 （b） ～圖3 （f） 所示， 可見熔覆層中C 元素的分布較為均勻， 而Cr 元素主要分布在析出相內， 且Fe、Ni 元素在樹枝晶內和晶間的濃度不同， 存在一定的偏析現象， 這與點掃分析的結果一致。

3 結 論

（1） 利用TIG 堆焊方法制備的Cu 基熔覆層與Q345B 基體結合良好， 無明顯的宏觀缺陷。 在成分過冷的影響下， 熔覆層由下至上依次形成了胞狀晶、 胞狀樹枝晶、 柱狀樹枝晶和等軸晶形貌。

Cu 基熔覆層的微觀組織如圖2 所示， 熔覆層與Q345B 基體結合良好， 無裂紋、 未熔合等缺陷， 且結合界面處未發(fā)現銅/鋼焊縫中常見的熔化未混合區(qū) （melting unmixed zone， MUZ），這是因為熔覆層中的Ni 元素可促進熔池金屬與熔融基體的混合

。 從界面區(qū)域至熔覆層頂部， 組織形貌依次為胞狀晶、 胞狀樹枝晶、 柱狀樹枝晶和等軸晶， 這與熔池金屬凝固過程中的成分過冷有關。 在堆焊熔池過熱的條件下， 液態(tài)金屬往往以界面處鋼側熔化或半熔化的晶粒表面作為質點發(fā)生非均勻形核， 以聯生結晶的方式向熔池中心凝固。 圖2 （a） 為銅/鋼結合界面處的微觀組織形貌， 發(fā)現靠近界面處的溫度梯度 （G） 較大，凝固速率（R） 較小， 即G/R 值較大， 使得成分過冷度較小， 有利于胞狀晶生長； 略微遠離界面處， G 減小， R 增大， G/R 值減小， 此時成分過冷度增大， 熔覆層結晶形態(tài)轉變?yōu)榇怪庇谌酆暇€方向生長的胞狀樹枝晶。 隨著G/R 值的進一步減小， 熔覆層中部（圖2 （b）） 轉變?yōu)橐灾鶢顦渲橹鞯慕M織形貌， 其中白色部分為首先結晶的富Ni 組織， 由于耐蝕性較好， 故呈白色， 而較暗部分Ni 含量較少、 耐蝕性較差， 腐蝕較深故呈深色

； 此外， 如圖2 （c） 所示， 在500倍下還可觀察到細小的析出相， 應為熔池凝固過程中析出的富Cr 相， 對熔覆層具有第二相強化作用。隨著凝固過程接近熔覆層頂部， G 進一步減小，R 進一步增大， 此時G/R 值較小， 成分過冷度較大， 使得熔覆層頂部形成了一定數量的等軸晶， 如圖2 （d） 所示。

（2） 熔覆層主要由單一的Cu-Ni-Cr-Fe 固溶體相組成， 但存在微觀偏析， 其中Fe、 Ni 在樹枝晶內濃度較高， 枝晶間濃度較低； Cr 元素在凝固過程中逐漸析出， 形成球狀和棒狀析出相分布在基體上。

(4) 本文主要研究了正常使用狀態(tài)下預應力鋼絲繩對既有PC橋梁的加固效果。實際應用中，預應力鋼絲繩的加固長期效果有待進一步研究。

（3） 基體與熔覆層間元素擴散的距離較短， 熔覆層稀釋率較低； Ni 元素向基體中擴散相對較多， 這有利于提高基體/熔覆層界面的結合強度。

（4） 熔覆層的平均硬度達到202.8 HV

， 高于純銅和Q345B 基體， 且由界面至熔覆層頂部硬度逐漸升高。 溶質原子固溶于Cu 基體產生的固溶強化和第二相粒子產生的第二相強化， 是熔覆層硬度顯著提高的主要因素。

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