表面噴焊處理對鑄鐵表面組織和性能的影響

韓秋華 王瑞權 王雨懷

(1.蘭州理工大學材料科學與工程學院，甘肅730050；2.黑龍江科技學院材料科學與工程學院，黑龍江150027)

鑄鐵的使用相當廣泛，在發(fā)達國家，鑄鐵與鋼的比例約為0.47～0.5，在某些行業(yè)鑄鐵的使用量甚至超過鋼。鑄鐵材料在生產(chǎn)中占很大比例，且成本低廉，可進行鑄造、壓力加工、切削，通過熱處理也可使其力學性能在很寬的范圍內(nèi)變化。但其耐蝕性、力學性能等并不能完全滿足使用性能。盡管鑄鐵表面處理技術很多，但或多或少地存在著一定的局限性，尤其是沒能較好地解決工程適應性問題，即在保證結合性能前提下的工藝性和經(jīng)濟性[1]。因此對零件表面進行改性處理以提高其表面的抗磨損及抗熱疲勞等性能已成為材料學科研究的熱點之一。

噴焊技術可以實現(xiàn)金屬表面合金化，使鋼材表面材料具有耐磨耐蝕性能，已廣泛用于零部件表面的制造和修復中。目前獲得自熔合金噴焊層的方法很多，如氧乙炔火焰粉末噴焊、等離子弧噴焊、高頻感應重熔及激光重熔等。氧乙炔火焰噴焊技術是一種較為成熟的表面耐蝕處理技術，以其節(jié)能、價廉、高效、靈活以及獲得的涂層性能可靠等優(yōu)點被廣泛應用于多種材料的表面處理中[2]。鐵基自熔合金粉末和鎳基自熔合金粉末是最常用的噴焊材料，同時，鎳基自熔合金又是一種應用廣泛的具有優(yōu)良耐蝕性能的涂層材料。在此基礎上，本文對灰鑄鐵進行噴焊65NiA涂層，分析其基體材料對涂層組織形態(tài)和性能的影響，為鑄鐵零件的表面噴焊修復技術以及提高鑄鐵的表面性能提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗材料與方法

1.1 實驗材料

試驗選用的基體材料為鑄鐵牌號HT200，其化學成分列于表1；噴焊材料選用Ni65A 鎳基自熔合金粉末，其化學成分如表2所示。

1.2 實驗方法

試驗采用兩步法工藝，噴涂前將乙炔和氧氣都打開，并逐漸加大氧氣量調節(jié)火焰到內(nèi)焰呈藍白色、焰心呈淡藍色的微碳化焰，對己表面凈化及粗化的基材預熱。當加熱到預定溫度時，開始噴粉，噴粉時往復均勻地移動噴槍，使熔滴均勻地噴射在基材表面，噴涂一定厚度后關閉送粉氣閥進行重熔。

表1 灰鑄鐵HT200的化學成分(質量分數(shù)，%)Table 1 The chemical compositions of HT200 gray cast iron (mass fraction, %)

表2 Ni65A化學成分(質量分數(shù)，%)與硬度Table 2 The chemical compositions (mass fraction, %) and hardness of Ni65A

噴焊試驗采用的基本工藝參數(shù)為：氧氣壓力0.4 MPa、氧氣流量(310～360)L/h、乙炔壓力(0.05～0.07)MPa、乙炔流量(430～560)L/h、送粉量1.5 kg/h、噴粉(100～120)mm、預熱溫度230～270℃。

1.3 檢測

采用XJP-3A型金相顯微鏡進行組織形態(tài)觀察，腐蝕劑用10%HF+90%HNO3。常溫條件下，腐蝕時間20 s。顯微硬度在MHV2000型硬度計上測定，載荷為2.94 N，加載時間為15 s。測量顯微硬度時，以界面(壓痕為基體和涂層各半)為測量的0點，朝基體方向測定兩點，朝涂層方向測定五點，組成一組硬度值，每一數(shù)值是在不同部位三次測量的平均值。采用MX-2600FE型掃描電鏡進行化學成分分析，分析掃描電鏡的照片，利用掃描電鏡自帶的能譜儀，選取比較典型的形貌進行能譜分析。

2 試驗結果與分析

2.1 鑄鐵基體噴焊層表面的組織形貌

(a)鑄鐵基體 (b)鑄鐵基體700℃擴散1 h

(c)鑄鐵基體780℃擴散1 h (d)鑄鐵基體860℃擴散1 h圖1 噴焊層表面的組織形貌 (400×)Figure 1 The surface microstructure of spray welding coatings (400×)

圖1為噴焊層表面的組織形貌，噴焊層區(qū)具有明顯的沿熱流方向生長的枝晶特征?？梢悦黠@地看出以亞共晶方式生長的樹枝狀特征，初生樹枝晶間存在著大量的共晶組織。鑄鐵噴焊層的枝晶生長方向不太明顯，且枝晶較細小。

噴焊層的結晶過程是一個快速加熱和快速冷卻的過程，得到的是一種非平衡組織。在冷卻過程中首先析出初生枝狀晶，然后在初生枝晶間形成共晶組織，共晶組織也是由細小枝晶及各種化合物相所組成。

2.2 鑄鐵基體噴焊剖面及表面的組織形貌

圖2～圖5是噴焊層剖面及表面的顯微組織形貌，高溫擴散處理后合金層組織的基本特征與原噴焊態(tài)相似。從圖中可以看出，噴焊合金層與基材之間存在一個結合區(qū)(亮帶)，結合區(qū)是噴焊時熔化區(qū)(合金層)與未熔基材間的結合界面。結合區(qū)下方為合金層，上方為基材熱影響區(qū)?；臒嵊绊憛^(qū)為馬氏體組織，這是因為由于靠近熔池底部的基材溫度高于臨界點。依靠基材傳熱發(fā)生淬火得到馬氏體組織，且隨著與結合界面距離的增加，加熱溫度不斷降低，由相變區(qū)、部分相變區(qū)最后過渡到基體原始組織。

從圖2中可以看出試樣涂層與基體明顯分開，雖存在寬度約為10 μm的陰影帶，但并未出現(xiàn)熔合現(xiàn)象，噴焊層表現(xiàn)出層狀特征；在圖4和圖5中，基體和涂層之間均形成了明顯的過渡層。其中圖4的過渡層寬度約為20 μm，而圖5的過渡層寬度是圖4的兩倍左右。此外，圖5涂層組織較圖4均勻，熔合現(xiàn)象更加明顯。從圖4中可以看出，涂層和基體之間都出現(xiàn)了明顯的熔合現(xiàn)象，整個過渡層區(qū)呈現(xiàn)出非平衡凝固組織特征?？拷w一側首先形成了平面微晶區(qū)，此后沿熱流方向結晶形態(tài)轉變?yōu)闃渲Ш凸簿ЫM織，過渡層的結晶形態(tài)主要受溫度梯度G和結晶速度V兩個參數(shù)控制。結晶首先在靠近基體一側開始，此時溫度梯度G很大，而結晶速度V趨近于零，故在界面處首先形成平面晶；隨著固液界面的向前推移，溫度梯度G變小而結晶速度V逐漸加快，因此過渡層的結晶形態(tài)由平面晶向樹枝晶和共晶轉變。合金層組織主要呈枝晶生長特征，在此，Cr的枝晶細小均勻，其生長方向不太明顯(圖5)。可看出枝晶間存在大量細小的共晶組織，這說明噴焊合金層顯微組織以亞共晶方式結晶?；鹧鎳姾负蠛辖饘釉诶鋮s過程中先析出初生枝狀晶，在繼續(xù)冷卻到共晶轉變時，在初生枝晶間形成細小共晶體，共晶體也是由細小枝晶及各種化合物相組成。

(a) SEM (b) OM (400×)圖2 鑄鐵基體噴焊Ni65A未高溫擴散處理(過渡層)Figure 2 The microstructure of spray welded cast iron without high-temperature diffusion treatment

(a) SEM (b) OM (400×)圖3 鑄鐵基體噴焊Ni65A 700℃高溫擴散1 h (過渡層)Figure 3 The microstructure of spray welded cast iron with 700℃×1 h high-temperature diffusion treatment

(a) SEM (b) OM (400×)圖4 鑄鐵基體噴焊Ni65A 780℃高溫擴散1 h(過渡層)Figure 4 The microstructure of spray welded cast iron with 780℃×1 h high-temperature diffusion treatment

(a) SEM (b) OM (400×)圖5 鑄鐵基體噴焊Ni65A 860℃高溫擴散1 h(過渡層)Figure 5 The microstructure of spray welded cast iron with 860℃×1 h high-temperature diffusion treatment

此外，由圖4和圖5還可以看出，在靠近結合界面處的基體形貌表現(xiàn)為針狀，說明在噴焊過程中基體表面的溫度已經(jīng)達到了鑄鐵的相變溫度，由片層狀的α+β兩相組織轉變?yōu)閱蜗嗟摩料嘟M織。噴焊過程中基體表面溫度較高且冷卻速度很快，故發(fā)生了淬火型非擴散相變，得到了類馬氏體組織，基體強度硬度得到提高，但組織穩(wěn)定性較差。經(jīng)高溫擴散處理后,基體相變區(qū)有所擴大，同時針狀組織的分布也發(fā)生變化，由原來的和熱流方向一致變?yōu)榕c熱流方向呈45°分布，從組織特征來看基體與涂層的結合性能有所提高，白亮層隨擴散溫度升高逐漸加寬。

2.3 涂層顯微硬度分析

圖6給出了涂層顯微硬度沿涂層深度分布情況。從圖中可以看出顯微硬度曲線存在3個區(qū)域, 呈階梯狀分布，這和圖4所示的噴焊試樣的橫切面形貌相吻合。即3～5點為噴焊層，1、2點是過渡層的硬度，0 點為界面處的硬度，而-1、-2點為基體硬度。鑄鐵基體噴焊層硬度隨擴散加熱溫度升高而增大，合金涂層的顯微硬度隨擴散加熱溫度的升高而提高，在860℃溫度加熱保溫1 h后鹽水冷，合金涂層的顯微硬度最高達1 152HV。

圖6 鑄鐵基體噴焊顯微硬度分布圖Figure 6 The hardness distribution of spray welded cast iron

從橫切面顯微硬度的變化圖中，可以看出顯微硬度的變化與組織和成分的變化是一致的。Ni65A噴焊層硬度較高，平均值為983HV，數(shù)據(jù)分布較集中，說明整個噴焊層硬度較均勻。顯微硬度在界面處發(fā)生躍遷，母材的顯微硬度在向著界面方向逐漸增加，這顯然是由于母材中合金元素含量的增加使其得到強化，顯微硬度提高。而涂層中的情況則恰好相反。這種顯微硬度呈梯度分布的特征進一步說明了合金元素的擴散使得復合涂層與母材之間不是簡單物理結合而是牢固的冶金結合。

Ni基噴焊涂層在重熔后具有較高的硬度。在Ni65A粉末中含C、Cr、B、Si等元素，火焰重熔時溫度較高，合金元素一方面熔解進入固溶體起到了強化作用，另一方面在冷卻過程中C、Cr、B、Ni等合金元素能形成一些細小的共晶化合物，這些硬質相彌散在固溶體間起到了第二相強化作用，顯著增加了第二相強化作用，因此Ni基涂層有較高的硬度。表面由于散熱快，枝晶較細，使得硬度較高，近里散熱不如表面，所以枝晶平面生長，硬度下降；再向里，由于散熱更困難，只能沿著散熱方向定向生長成樹枝晶，因此硬度升高。高溫擴散過程使噴焊層中C的含量增加，形成金屬間化合物與C 、Cr化合物，形成硬質顆粒強化作用使得噴焊層的硬度提高。

2.4 合金元素擴散分析

觀察圖7可知噴焊層Fe、Cr、Ni、Si、Ca元素濃度分布曲線呈逐漸下降或上升的變化趨勢，只是在局部有些波動。這說明涂層與基體之間存在原子間的相互擴散現(xiàn)象，F(xiàn)e、Cr、Ni、Si、Ca元素都發(fā)生了不同程度的擴散。由曲線還可估計出擴散層的厚度，隨著擴散加熱溫度的不同，界面區(qū)涂層中合金元素的分布及向基體擴散的程度也不同。

合金中C元素與Cr生成化合物，產(chǎn)生彌散強化，在噴焊組織重結晶時，阻礙晶粒長大，鑄鐵生成細小的樹枝晶，樹枝晶中彌散分布著細小γ-Ni固溶體以及硼化物。

噴焊層中Ni、Cr、Si元素明顯高于基體，而基體中Fe元素遠遠高于噴焊層，在基體和噴焊層的界面處，Ni、Cr、Si元素由噴焊層向基體擴散，而Fe元素由基體向噴焊層擴散，且合金元素的分布沿噴焊層深度方向具有連續(xù)性。產(chǎn)生這種元素擴散的原因有以下幾點：(1)噴焊層與基體元素存在很大濃度梯度，元素勢必會通過界面進行擴散，且噴焊過程處于高溫熱源環(huán)境，由擴散激活系數(shù)與溫度和能量的關系式D=D0e-Q/RT可知，隨著溫度的升高，擴散系數(shù)成指數(shù)倍增加，因而元素擴散增強；(2)由于噴前對基體的粗化預處理及噴涂時金屬粒子對基體的沖擊，造成基體近表面處產(chǎn)生點陣畸變，因此元素亦可通過晶界及位錯等“短路擴散”方式擴散。元素的擴散對增強基體和噴焊層的結合強度有很重要的作用。噴焊層與基體間元素的相互擴散、滲透、熔合，使噴焊層和基體之間形成了類似于釬焊的冶金結合，有利于提高結合強度。

圖7 鑄鐵基體860℃1 h噴焊層與結合層界面的成分分布Figure 7 The composition distribution of the spray welded cast iron with 860℃×1 h high-temperature diffusion treatment

根據(jù)鑄鐵基體860℃擴散1 h試樣的組織、合金元素的擴散以及顯微硬度的變化情況可知，對噴焊涂層進行高溫擴散處理，增強了合金元素的擴散能力，有效地改善了界面處的組織和性能，降低了殘余應力進而進一步地提高了涂層和基體的結合性能。

由文獻[3～5]可知，Ni65A噴焊層主要由γ-Ni、Fe2B、Ni3Si、FeSiC、(Ni，F(xiàn)e)22Si17，γ-(Ni，Cr)、(Fe，Ni)23C6及Cr的碳化物和硼化物等組成。高溫擴散后，Ni65A噴焊層的顯微組織由枝晶狀的鎳基固熔體和枝晶間大量細小顆粒狀化合物的共晶組織組成，噴焊涂層與基體均形成冶金結合，基材表面薄層與熔融Ni基合金發(fā)生成分擴散，并形成界面固溶體相Fe-Ni單相固溶體相白亮層，Ni的含量達27%左右，F(xiàn)e的含量達54%左右。噴焊層基體主要是Ni、Cr的固溶體，Si大部分固溶于Ni奧氏體中，對基體起到固溶強化作用。而B除少量溶于Ni奧氏體中外，大部分以NiB、CrB等金屬間化合物的形式彌散分布在合金中，起到彌散強化作用。

3 結論

(1)在鑄鐵表面噴Ni65A噴焊層與基體結合部位組織分為：噴焊區(qū)，界面區(qū)(過渡層)，熱影響區(qū)，基體母材區(qū)。噴焊層組織鎳固溶體基體上彌散分布著硬質顆粒相；結合面上，元素互相擴散，形成亮白色帶狀的過渡層，基體母材區(qū)受熱較少，組織變化不大，仍然是托氏體+碳化物的組織。

(2)碳元素擴散進入噴焊層后，與Cr形成(Fe，Ni)23C6及Cr的碳化物，這些硬質相阻礙噴焊層晶粒的長大，致使晶粒細化，鑄鐵組織形成明顯的樹枝晶。

(3)經(jīng)高溫擴散后，界面結合區(qū)出現(xiàn)γ-Ni固溶體，涂層與基體的成分擴散受結合界面處基材表層溫度的影響，當基材表層溫度足夠高時，基材中元素Fe向涂層中擴散量較大，擴散距離較長，在界面處就能夠形成致密完整的γ-Ni固溶體組織的白亮層。

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