保護(hù)氣體對(duì)(Nb,Ti)C增強(qiáng)鐵基復(fù)合堆焊層組織與性能的影響

曾邦興，胡永俊，鄒曉東，牛犇，易江龍

(1.廣東工業(yè)大學(xué),廣州 510006；2.廣東省科學(xué)院中烏焊接研究所, 廣東省現(xiàn)代焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510650)

0 前言

近年來(lái)，碳化物增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料(MMCs)堆焊層因其高硬度、優(yōu)異的耐磨性和價(jià)格優(yōu)勢(shì)而被廣泛應(yīng)用于航空航天、模具制造等領(lǐng)域中[1-2]。常用金屬基體包括鎳基、鈷基、鐵基等，其中鐵基具有價(jià)格低廉、儲(chǔ)量豐富等優(yōu)勢(shì)[3]。碳化鈮(NbC)是常用的MMCs增強(qiáng)相之一，它具有高熔點(diǎn)、高硬度、高耐磨性以及與鐵基體幾乎相同的密度[4]。為了滿(mǎn)足日益增長(zhǎng)的苛刻工作條件的要求，堆焊層的耐磨性需要進(jìn)一步提高，許多科研人員研究復(fù)合碳化物增強(qiáng)耐磨涂層。Cao等人[5]在球墨鑄鐵基體上制備由預(yù)混粉末(V，Cr，Mo，Ti和Nb)合成的復(fù)合涂層，涂層中形成了MC(M=V，Ti，Nb)復(fù)合碳化物，并且涂層的顯微硬度明顯提高。Li等人[6]制備了不同Ti和Nb原子比的原位復(fù)合(Ti,Nb)C顆粒增強(qiáng)鐵基復(fù)合涂層，發(fā)現(xiàn)鈦鈮比為1時(shí)，涂層的耐磨性顯著提高。Zhang等人[7]制備了金剛石(NiCoCrTi0.5Nb0.5)Cx(x= 3%, 6%, 12%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))增強(qiáng)高熵合金涂層，發(fā)現(xiàn)隨著金剛石含量的增加導(dǎo)致(Ti,Nb)C的析出，涂層硬度遠(yuǎn)高于母材。Zhao等人[8-9]制備不同Ti元素含量的(Nb,Ti)C增強(qiáng)涂層，通過(guò)基于密度泛函理論(DFT)的第一原理方法計(jì)算發(fā)現(xiàn)加入Ti元素后，碳化物與基體的界面結(jié)合得到改善。復(fù)合碳化物可以顯著改善耐磨涂層的性能。

氣體保護(hù)堆焊技術(shù)由于其操作簡(jiǎn)便、生產(chǎn)效率高，能有效提高設(shè)備在磨損環(huán)境下的使用性能，延長(zhǎng)材料的壽命，降低生產(chǎn)成本，可廣泛應(yīng)用于零件修復(fù)與再制造[10]。其中保護(hù)氣體的成分對(duì)堆焊層成形、元素間的擴(kuò)散及堆焊層的組織和性能具有重要影響。

關(guān)于保護(hù)氣體對(duì)碳化物增強(qiáng)金屬基復(fù)合堆焊層影響的研究較少，袁曉波等人[11]采用了外加WC的方法增強(qiáng)鐵基堆焊層，研究了不同的保護(hù)氣體(純Ar/80%Ar+20%CO2/純CO2)對(duì)其堆焊層組織和性能的影響，結(jié)果表明，保護(hù)氣體會(huì)影響WC顆粒的溶解，使用純Ar保護(hù)溶解擴(kuò)散層最小，硬度達(dá)到最大。然而不管使用何種保護(hù)氣體WC都存在溶解現(xiàn)象，并對(duì)堆焊層性能產(chǎn)生影響。文中采用原位合成法引入(Nb,Ti)C制備復(fù)合堆焊層，并進(jìn)一步研究不同保護(hù)氣體對(duì)原位生成(Nb,Ti)C復(fù)合碳化物增強(qiáng)鐵基堆焊層組織、硬度以及耐磨性能的影響。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用基板材料為Cr5鋼，尺寸為200 mm×150 mm×15 mm，Cr5鋼化學(xué)成分見(jiàn)表1。焊接前對(duì)母材進(jìn)行機(jī)械打磨拋光，并使用酒精清洗去除表面油污。采用氣體保護(hù)電弧堆焊設(shè)備(Panasonic YD-500GS機(jī)器人)對(duì)其進(jìn)行堆焊，工藝參數(shù)見(jiàn)表2。

表1 Cr5鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 焊接工藝參數(shù)

堆焊材料選用自制藥芯焊絲(表3)，采用冷軋鋼帶法(XZ-YCXB型藥芯焊絲生產(chǎn)線(xiàn))進(jìn)行制備，粉芯中加入適量的Cr，Nb，C，Si，Mn和Ti等元素，填充率30%，通過(guò)藥芯焊絲拉拔成形設(shè)備最終制備成直徑為1.6 mm的藥芯焊絲。Si和Mn元素的加入可以有效防止氣孔的產(chǎn)生，提高焊接質(zhì)量；Cr元素可以通過(guò)溶于鐵基體提高堆焊層的強(qiáng)度和韌性，起到固溶強(qiáng)化的作用；Nb和Ti可以與C反應(yīng)生成碳化物起到彌散強(qiáng)化作用。

表3 堆焊焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

堆焊后選取堆焊試樣，利用線(xiàn)切割技術(shù)切出20 mm×20 mm×8 mm的金相試樣，采用SiC砂紙從粗到細(xì)逐級(jí)打磨然后拋光，用4%硝酸酒精溶液腐蝕20 s，通過(guò)FEI Talos F200X高分辨掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜(EDS)對(duì)堆焊試樣進(jìn)行觀(guān)察，對(duì)其微觀(guān)形貌進(jìn)行表征。采用Image-J軟件對(duì)不同保護(hù)氣體堆焊層中的碳化物顆粒進(jìn)行尺寸數(shù)量統(tǒng)計(jì)(每組試樣隨機(jī)選擇5張4 000倍SEM圖片)。采用高分辨率X射線(xiàn)衍射儀(SmartLab 9 kW)對(duì)堆焊層進(jìn)行物相分析，角度范圍為10°～90°，步長(zhǎng)為0.01°，掃描速度4°/min。采用Wilson-Wolpert Tukon維氏硬度計(jì)測(cè)定試樣的顯微硬度。負(fù)載選試驗(yàn)用5 N，保壓時(shí)間為10 s。采用UMT-3多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)在標(biāo)準(zhǔn)大氣壓和常溫狀態(tài)下對(duì)堆焊層試樣進(jìn)行往復(fù)滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)，研究堆焊層的摩擦磨損性能。磨球選用直徑為9.5 mm的Si3N4與堆焊試樣形成摩擦副。磨損試驗(yàn)參數(shù)選擇振幅8 mm，頻率5 Hz，滑動(dòng)速度80 mm/s，磨損時(shí)間60 min，總磨損行程144 m，載荷選用100 N。對(duì)堆焊層試樣磨損前后進(jìn)行稱(chēng)重，計(jì)算其磨損失重量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 宏觀(guān)形貌

圖1為不同保護(hù)氣體的單道單層的截面宏觀(guān)形貌。熔寬(W)、熔深(h)、余高(H)具體數(shù)值如圖1所示。堆焊層稀釋率見(jiàn)表4。使用純Ar保護(hù)的堆焊層稀釋率較小，熔寬/余高比相對(duì)較小、堆焊層鋪展更為平滑，純CO2保護(hù)氣體堆焊層中可觀(guān)察到明顯的孔洞。

圖1 堆焊層截面形貌

表4 堆焊層稀釋率(%)

2.2 微觀(guān)組織

圖2為不同保護(hù)氣體堆焊層的XRD圖譜。從圖中可以看出所有堆焊層均由(Nb，Ti)C相、α-Fe(馬氏體)相以及少量的γ-Fe(殘余奧氏體)相組成。在堆焊過(guò)程中，在電弧熱作用下母材熔化，藥芯焊絲的合金成分通過(guò)熔滴過(guò)渡進(jìn)入熔池，熔池中的元素間相互擴(kuò)散進(jìn)行反應(yīng)，隨著焊接過(guò)程往前移動(dòng),溫度快速下降,熔池開(kāi)始凝固，凝固過(guò)程中逐漸有γ-Fe相生成，隨著冷卻的進(jìn)一步進(jìn)行，γ-Fe相開(kāi)始向α-Fe相轉(zhuǎn)變，少部分未能及時(shí)轉(zhuǎn)變的γ-Fe相保留到了室溫狀態(tài),并且熔池中元素的相互擴(kuò)散反應(yīng)促成(Nb，Ti)C相的生成，可以有效提高堆焊層的顯微硬度以及耐磨性能[12]。圖3為采用不同保護(hù)氣體堆焊層的SEM形貌。熔池中元素相互擴(kuò)散反應(yīng)使得不同形狀、尺寸的碳化物析出彌散分布在堆焊層基體上，碳化物形狀主要呈塊狀、短棒狀以及粒狀。堆焊層基體組織主要為馬氏體，其中純CO2保護(hù)氣體堆焊層馬氏體更粗大。

圖2 堆焊層X(jué)RD圖譜

圖3 不同保護(hù)氣體堆焊層SEM形貌圖

為了確認(rèn)堆焊層基體以及碳化物中具體成分，對(duì)堆焊層組織分別做了面掃描和點(diǎn)掃描EDS分析。純CO2保護(hù)氣體堆焊涂層的元素面分布如圖4所示。從圖中可以看出碳化物中主要含有Nb和Ti元素，不含Cr元素，其中Nb元素大部分分布于碳化物，少量存在于基體中。證實(shí)在熔池反應(yīng)過(guò)程中絕大部分Nb元素與C元素反應(yīng)生成NbC。Fe和Cr元素主要分布在基體組織中形成Fe-Cr固溶體。

圖4 EDS面掃描各元素分布

進(jìn)一步對(duì)堆焊層中不同微區(qū)進(jìn)行EDS點(diǎn)掃描成分分析，確定不同元素的含量占比，點(diǎn)掃描區(qū)域如圖5所示，具體數(shù)值見(jiàn)表5?？梢钥闯黾僀O2保護(hù)氣體堆焊層中有大量O元素的滲入，并且C和Cr元素含量占比降低，這是因?yàn)樵陔娀「邷責(zé)嶙饔孟翪O2氣體會(huì)分解生成O2，O2又會(huì)進(jìn)一步分解成O原子[13]，O原子的滲入會(huì)對(duì)熔池中C，Cr和Nb等元素產(chǎn)生燒損，因此會(huì)使基體中C和Cr元素含量降低，從而降低基體中的固溶強(qiáng)化作用，使基體硬度及耐磨性能降低。碳化物元素主要由Nb，Ti和C元素組成，堆焊過(guò)程中隨著溫度升高母材熔化，焊絲通過(guò)熔滴過(guò)渡進(jìn)入熔池，焊絲中的合金元素溶解在熔池中，熔池的流動(dòng)性使得元素重新在熔池中分布，這降低熔池反應(yīng)過(guò)程中元素在各個(gè)區(qū)域含量的差異，與C元素親和力強(qiáng)的Nb和Ti元素會(huì)優(yōu)先與C元素反應(yīng)生成(Nb，Ti)C碳化物，并在冷卻過(guò)程中優(yōu)先析出。

圖5 EDS點(diǎn)掃區(qū)域

表5 圖5中各微區(qū)元素含量分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

利用Image-J軟件對(duì)不同保護(hù)氣體堆焊層中的(Nb,Ti)C碳化物顆粒進(jìn)行尺寸及數(shù)量統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖6所示，具體尺寸分布如圖7所示。可以看出使用純Ar、80%Ar+20%CO2、純CO2氣體堆焊層的碳化物平均直徑分別大約為1.13,1.10 和1.09 μm，所有碳化物尺寸都在0～3 μm之間，并且碳化物顆粒尺寸大多集中于0.5～1.5 μm區(qū)間。純Ar、80%Ar+20%CO2、純CO2氣體堆焊層的碳化物平均量大約為0.54，0.50和0.44 個(gè)/μm2。純Ar保護(hù)堆焊層的碳化物數(shù)量最多,純CO2氣體堆焊層碳化物數(shù)量最少，隨著保護(hù)氣體中CO2含量的增加，碳化物析出量減少。由此可見(jiàn)使用不同的保護(hù)氣體對(duì)碳化物析出量影響較大，這主要與保護(hù)氣體中CO2的含量有關(guān)[13]。在電弧作用下CO2氣體會(huì)分解生成O2，O2又會(huì)進(jìn)一步分解成O原子，O原子的存在會(huì)對(duì)熔池中的Nb等合金元素產(chǎn)生氧化燒損，并且O元素的滲入會(huì)阻礙焊絲中合金元素在熔池中的擴(kuò)散，從而降低了碳化物的析出。碳化物在堆焊層凝固過(guò)程中可作為形核核心，促進(jìn)組織細(xì)化，因此碳化物數(shù)量的降低使得純CO2保護(hù)氣體堆焊層中馬氏體組織更為粗大。

圖6 不同保護(hù)氣體堆焊層中碳化物尺寸及數(shù)量統(tǒng)計(jì)

圖7 不同保護(hù)氣體堆焊層中碳化物尺寸分布

為了更好地了解復(fù)合碳化物的形成，首先要考慮碳化物顆粒的形成機(jī)理。眾所周知，熔池中各相的成核能力取決于它們的吉布斯自由能的形成，因此需要了解堆焊層中NbC及TiC的吉布斯自由能。式(1)～式(3)分別揭示了NbC和TiC的標(biāo)準(zhǔn)吉布斯生成能與溫度的關(guān)系[14]。

298 K≤T≤1 155 K

(1)

1 155 K≤T≤2 000 K

(2)

298 K≤T≤1 800 K

(3)

(4)

(5)

對(duì)吉布斯自由能的分析結(jié)果如圖8所示。從圖中可以看出，在相同溫度下生成TiC所需的吉布斯自由能是低于NbC的，說(shuō)明Ti元素與C元素在相同溫度條件下的結(jié)合能力優(yōu)于Nb，形成碳化物的能力更強(qiáng)，TiC優(yōu)先形成，然后隨著TiC核的生長(zhǎng)，TiC表面微區(qū)的Ti元素含量逐漸降低，誘導(dǎo)NbC在TiC核表面形核[14]。TiC在(Nb,Ti)C的生長(zhǎng)過(guò)程中作為形核中心促進(jìn)(Nb,Ti)C的生長(zhǎng)，最終形成具有連續(xù)結(jié)構(gòu)的(Nb,Ti)C[9]。從表5中可以看出CO2保護(hù)氣體堆焊層中碳化物Nb/Ti比降低，這是因?yàn)镹b元素的過(guò)多燒損使得熔池中Nb元素含量降低，根據(jù)式(4)可知NbC的實(shí)際吉布斯自由能更高，TiC和NbC的實(shí)際吉布斯自由能差距變大，從而使得TiC更易生長(zhǎng)，此外Ti/Nb比增大，使得微區(qū)Ti元素含量占比變大，TiC更傾向生長(zhǎng)。與此同時(shí)，TiC的形核點(diǎn)會(huì)減少，如圖6所示，碳化物的生成量減少。

圖8 NbC和TiC吉布斯自由能圖譜

2.3 顯微硬度

堆焊層截面顯微硬度如圖9所示。從圖中可以看出使用不同保護(hù)氣體的堆焊層顯微硬度存在差異，使用純Ar保護(hù)平均顯微硬度約為708.2 HV，80%Ar+20%CO2保護(hù)氣體硬度約為669.8 HV，純CO2保護(hù)氣體硬度約為620.3 HV。純Ar保護(hù)下堆焊層顯微硬度最大，純CO2保護(hù)氣體下堆焊層顯微硬度最小，這是因?yàn)榧僀O2保護(hù)氣體下堆焊層馬氏體基體組織更粗大，并且基體中滲入了更多的O，使得C和Cr元素含量降低，導(dǎo)致堆焊層基體硬度下降，并且不同保護(hù)氣體下析出的(Nb,Ti)C碳化物顆粒含量存在差異，根據(jù)文獻(xiàn)[15-16]可以發(fā)現(xiàn)，硬度的增加主要是由于彌散分布在基體中的陶瓷顆粒，越高硬度的陶瓷顆粒含量越多對(duì)試樣硬度的增強(qiáng)貢獻(xiàn)越大。使用純Ar保護(hù)堆焊層組織中析出了含量更多的(Nb,Ti)C碳化物顆粒，產(chǎn)生更強(qiáng)的彌散強(qiáng)化作用，因此對(duì)堆焊層的顯微硬度提高效果更強(qiáng)。

圖9 堆焊試樣截面顯微硬度分布

2.4 磨損性能

圖10為堆焊層試樣的摩擦系數(shù)曲線(xiàn)以及磨損量圖譜。圖10a為不同保護(hù)氣體摩擦系數(shù)隨磨損時(shí)間的變化曲線(xiàn)。磨損初期摩擦系數(shù)會(huì)有一個(gè)快速上升的階段，隨后會(huì)逐漸下降趨于穩(wěn)定狀態(tài)。這是因?yàn)樵谀p剛開(kāi)始階段，突然施加的載荷會(huì)造成堆焊層試樣的塑性變形，Si3N4磨球會(huì)與堆焊層試樣表面產(chǎn)生沖擊、磨合等作用，從而顯示典型的磨合初期特征[17]。純Ar、80%Ar+20%CO2、純CO2保護(hù)氣體下堆焊試樣摩擦系數(shù)分別為0.45，0.44和0.53。從圖中可以看出使用純CO2保護(hù)氣體制備的堆焊試樣前期摩擦系數(shù)較大，主要是因?yàn)槟Σ聊p開(kāi)始后磨球在力的作用下會(huì)嵌入被磨試樣表面，往復(fù)過(guò)程中首先產(chǎn)生粘著磨損，存在切應(yīng)力作用使得摩擦副的粘著節(jié)點(diǎn)面積增大，而CO2保護(hù)氣體下的堆焊試樣由于硬度低，粘著結(jié)點(diǎn)面積增加最大，摩擦系數(shù)隨著實(shí)際粘著結(jié)點(diǎn)面積的增大而增大[18]，所以CO2保護(hù)氣體下的試樣在磨損前期摩擦系數(shù)較大，隨著磨損的進(jìn)一步進(jìn)行，磨損試樣表面會(huì)產(chǎn)生加工硬化，強(qiáng)度提高，粘著磨損減弱，因此摩擦系數(shù)逐漸降低最后趨于穩(wěn)定。

圖10b為不同保護(hù)氣體堆焊層試樣的磨損量圖譜。從圖中可以看出使用純Ar保護(hù)氣體的磨損量最小，為0.8 mg，80%Ar+20%CO2氣體和純CO2保護(hù)氣體堆焊層試樣磨損量分別為3.6 和8.4 mg。耐磨性由大到小的順序依次為純Ar—80%Ar+20%CO2—純CO2。這是因?yàn)榧僀O2保護(hù)氣體堆焊層基體組織較軟，耐磨性較差，此外高硬度的(Nb,Ti)C顆粒會(huì)對(duì)基體起保護(hù)作用，減少磨球?qū)w的磨削，(Nb,Ti)C周?chē)慕M織由于硬度較低先被磨損后，凸起的(Nb,Ti)C顆粒成為磨損對(duì)象，高硬度的(Nb,Ti)C顆粒能有效阻止磨損路徑，降低對(duì)基體的磨損。使用純Ar保護(hù)堆焊層組織中析出更多的(Nb,Ti)C顆粒彌散分布在基體上，能更有效的阻礙磨球?qū)δp面的磨削作用，減少對(duì)周?chē)w組織的磨損量[19]。

圖10 不同保護(hù)氣體堆焊層摩擦系數(shù)與磨損量圖譜

為了解不同保護(hù)氣體堆焊層的磨損機(jī)理，利用SEM觀(guān)察其摩擦磨損形貌，如圖11所示。從圖中可以看出堆焊層磨損表面均有大片氧化層剝落，且純CO2保護(hù)氣體下的堆焊試樣氧化層壓得更實(shí)。這是因?yàn)槟デ蛟诹Φ淖饔孟聲?huì)嵌入被磨試樣中，磨損開(kāi)始后，往復(fù)過(guò)程中首先發(fā)生粘著磨損，形成磨屑，這一過(guò)程中磨損試樣會(huì)產(chǎn)生塑性變形，由于塑性變形會(huì)導(dǎo)致材料產(chǎn)生加工硬化，材料表面耐磨性能提高，并且這一過(guò)程中隨著摩擦副表面溫度的升高，會(huì)導(dǎo)致表面強(qiáng)烈氧化，基體中的Fe和Cr元素會(huì)與空氣中的O2反應(yīng)生成氧化物，圖12顯示了氧化層的EDS分析結(jié)果。而純CO2保護(hù)氣體堆焊試樣基體硬度低，(Nb,Ti)C含量少，磨球嵌入程度更深，對(duì)基體的磨損量更大，產(chǎn)生更強(qiáng)的塑性變形，進(jìn)而產(chǎn)生更強(qiáng)的加工硬化作用，使得材料表面氧化層壓得更實(shí)。隨著材料表面耐磨性的提高，粘著磨損逐漸減弱，疲勞磨損成為主要的磨損形式，在疲勞作用下材料表面開(kāi)始產(chǎn)生裂紋，并且裂紋逐漸擴(kuò)展導(dǎo)致片狀磨屑剝落，剝落的磨屑在摩擦磨損反復(fù)研磨過(guò)程中逐漸變成碎屑，接著形成磨粒磨損。

圖11 不同保護(hù)氣體堆焊層磨損形貌SEM

圖12 磨損形貌EDS

3 結(jié)論

(1)熔池反應(yīng)過(guò)程中Nb，Ti元素與C元素發(fā)生了原位反應(yīng),生成了(Nb,Ti)C復(fù)合碳化物，生成的(Nb,Ti)C彌散分布在堆焊層基體上。保護(hù)氣體對(duì)碳化物的析出會(huì)產(chǎn)生影響，使用純Ar保護(hù)生成的碳化物含量最多，使用純CO2保護(hù)氣體生成的碳化物含量最少，隨著保護(hù)氣體中CO2含量的增加碳化物析出量減少。

(2)使用純CO2保護(hù)氣體堆焊層顯微硬度約為620.3 HV；純Ar保護(hù)堆焊層的顯微硬度最大，顯微硬度達(dá)到708.2 HV；較純CO2保護(hù)氣體提升約14.2%。

(3)在標(biāo)準(zhǔn)大氣壓和常溫狀態(tài)下采用Si3N4磨球與堆焊試樣形成摩擦副進(jìn)行往復(fù)滑動(dòng)，磨損時(shí)間為60 min，載荷100 N，振幅8 mm，頻率5 Hz，滑動(dòng)速度80 mm/s。堆焊層磨損形式為粘著磨損伴有疲勞磨損與磨粒磨損。其中使用純CO2保護(hù)氣體堆焊層，產(chǎn)生了較為嚴(yán)重的粘著磨損，耐磨性能相對(duì)較差，磨損失重為8.4 mg；使用純Ar保護(hù)堆焊層的耐磨性能最佳，磨損最輕，磨損失重為0.8 mg，約為純CO2保護(hù)氣體下的9.5%。