藥芯焊絲明弧堆焊Fe-Cr-C-B合金組織及耐磨性*

賈 華，李 萌，劉政軍

(1.大連海洋大學(xué) 應(yīng)用技術(shù)學(xué)院，遼寧 大連 116300；2.沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110870)

近年來(lái)，在多種堆焊材料中藥芯焊絲作為第四代焊接材料其發(fā)展較為迅速[1].根據(jù)合金體系不同，藥芯焊絲可以分為鐵基合金系、鈷基合金系和鎳基合金系等.鐵基合金價(jià)格低廉且成分容易調(diào)整，能夠滿(mǎn)足許多不同工況要求.采用價(jià)格低廉且性能穩(wěn)定的B元素作為合金中的主要添加元素引起了國(guó)內(nèi)外科研工作者的廣泛關(guān)注[2-4].在Fe-Cr-C合金中加入B元素，能夠形成硬度和熱穩(wěn)定性都高于碳化物的硼化物或硼碳化物，從而使堆焊合金的硬度和耐磨性大幅度提高[5-6].目前關(guān)于硼的研究多集中在鑄造硼合金和氣體保護(hù)耐磨堆焊等方向[7-9]，而關(guān)于采用合金元素自保護(hù)藥芯焊絲制備鐵基耐磨堆焊合金的研究較少.因此，本文制備了Fe-Cr-C-B自保護(hù)耐磨堆焊藥芯焊絲，采用明弧堆焊方法在基體金屬表面制備耐磨堆焊合金，研究了硼含量對(duì)Fe-Cr-C-B堆焊合金組織和性能的影響，研究結(jié)果對(duì)基礎(chǔ)研究和工程化應(yīng)用具有一定意義.

1 試驗(yàn)方法

采用藥芯焊絲成型設(shè)備制備直徑為2.8 mm、包粉率為45%的藥芯焊絲，選用尺寸為16 mm×0.3 mm的H08A碳鋼鋼帶.藥粉由高碳鉻鐵(w(Cr)=60.6%，w(C)=8.24%)、硼鐵(w(B)=18%)、石墨(純度為99.5%)和鐵粉(純度大于99%)等粉末組成，并添加少量CaF2、CaO、Al2O3和Al粉末作為造渣劑.在試驗(yàn)過(guò)程中藥芯焊絲藥粉中鉻、碳和造渣劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為35%、10%和4%，硼的添加量分別為0%、1%、2%、3%和4%，余量為還原鐵粉.

采用MZC-1250型埋弧焊機(jī)在尺寸為100 mm×80 mm×12 mm的Q235鋼表面進(jìn)行明弧堆焊試驗(yàn)，堆焊層數(shù)為三層.堆焊工藝參數(shù)為：電弧電壓25～30 V，焊接電流200 A，焊接速度10 mm/s，焊絲干伸長(zhǎng)15 mm.堆焊結(jié)束后，將堆焊試板表面打磨平整，在焊縫中間部位垂直于焊縫表面切取試樣進(jìn)行檢測(cè)分析.

利用硝酸酒精溶液腐蝕金相試樣后，分別采用OMLPUS BX-6型金相顯微鏡和S3400N型掃描電鏡對(duì)堆焊層的顯微組織進(jìn)行觀察.采用布魯克D8型X射線(xiàn)衍射儀對(duì)堆焊層的物相進(jìn)行分析.采用HRC-150型洛氏硬度計(jì)進(jìn)行宏觀硬度測(cè)定.采用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)量堆焊層組織的顯微硬度，試驗(yàn)加載時(shí)間為10 s，施加載荷為0.1 kg，進(jìn)行多點(diǎn)測(cè)量并取平均值作為最終結(jié)果.采用橡膠輪式濕砂磨料磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損試驗(yàn)，磨料為石英砂，磨損試驗(yàn)參數(shù)為：膠輪轉(zhuǎn)速240 r/min，膠輪直徑150 mm，膠輪表面壓力1.5 MPa，磨損時(shí)間3 min.磨損前后分別采用分度值為0.1 mg的TG328A型分析天平測(cè)量試樣質(zhì)量，并計(jì)算出試樣的磨損質(zhì)量.完成磨損試驗(yàn)后，采用酒精溶液對(duì)磨損試樣表面進(jìn)行清理，然后利用S3400N型掃描電鏡觀察其磨損表面形貌.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 堆焊層的顯微組織分析

圖1為當(dāng)硼添加量為3%時(shí)堆焊層的XRD圖譜.由圖1可見(jiàn)，堆焊層的基體組織主要由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，硬質(zhì)相由M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3碳硼化物組成，其中M代表Fe和/或Cr元素.

圖1 硼添加量為3%時(shí)堆焊層的XRD圖譜

圖2為不同硼添加量下堆焊層的金相組織形貌.表1為堆焊層的實(shí)際化學(xué)成分.結(jié)合圖2和表1可以看出，該堆焊合金屬于典型亞共晶組織，其顯微組織主要由呈樹(shù)枝狀分布的奧氏體初生相(γ-Fe)和共晶硬質(zhì)相(M3(C，B)、M23(C，B)6、M7(C，B)3)組成，且共晶硬質(zhì)相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在奧氏體初生相周?chē)?當(dāng)不添加硼時(shí)，奧氏體初生相較多，共晶硬質(zhì)相較少(見(jiàn)圖2a).隨著硼添加量的不斷增加，奧氏體初生相逐漸減少，共晶硬質(zhì)相不斷增加(見(jiàn)圖2b～d).當(dāng)硼的添加量為4%時(shí)，奧氏體初生相最少，晶粒最細(xì)小，而共晶硬質(zhì)相最多(見(jiàn)圖2e).在凝固過(guò)程中具有亞共晶成分的堆焊合金在液相中將首先析出奧氏體初生相，隨著溫度的不斷下降，奧氏體初生相將逐漸長(zhǎng)大.當(dāng)溫度下降到1 148 ℃時(shí)，殘余液相會(huì)發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變并生成共晶硬質(zhì)相.當(dāng)不添加硼時(shí)，堆焊層中只有碳能與鉻或鐵元素反應(yīng)生成共晶硬質(zhì)相，由于碳含量有限，所以生成的共晶硬質(zhì)相碳化物較少.隨著硼的加入，硼在鐵中的溶解度(α-Fe中溶解度小于0.000 4%，γ-Fe中溶解度小于0.02%)很小[10]，促使大部分硼都被遷移到初生奧氏體周?chē)合嘀胁⑴c共晶反應(yīng)，所以生成的共晶硬質(zhì)相碳硼化物增多.當(dāng)碳含量一定時(shí)，碳硼化物的體積分?jǐn)?shù)符合指數(shù)曲線(xiàn)y=7.078e0.822x的變化趨勢(shì)，即隨著硼添加量的增加，碳硼化物也隨之增多[7].

圖2 不同硼添加量下堆焊層的金相組織形貌

表1 堆焊層的化學(xué)成分(w)

圖3為不同硼添加量下堆焊層的掃描組織形貌.由圖3可見(jiàn)，隨著硼添加量的增多，碳硼化物硬質(zhì)相逐漸增多，且形態(tài)也發(fā)生了變化.當(dāng)硼的添加量為1%時(shí)，共晶組織大部分呈魚(yú)骨狀和蜂窩狀，少量呈菊花狀(見(jiàn)圖3b).當(dāng)硼的添加量為2%時(shí)，共晶組織中魚(yú)骨狀和蜂窩狀組織有所減少，出現(xiàn)了菊花狀組織(見(jiàn)圖3c).隨著硼添加量的繼續(xù)增多，堆焊層中的菊花狀和層片狀組織不斷增多，且還出現(xiàn)了塊狀組織(見(jiàn)圖3d).當(dāng)硼的添加量為4%時(shí)，堆焊層中的菊花狀、層片狀和塊狀組織最多(見(jiàn)圖3e).另外，由圖3還可以看出，隨著硼添加量的增多，呈樹(shù)枝晶狀分布的初生奧氏體晶粒尺寸和數(shù)量逐漸減小，且晶粒中還有針狀馬氏體生成.這是由于當(dāng)硼添加量較少時(shí)，未參加反應(yīng)的鉻元素固溶在初生奧氏體中，增加了初生奧氏體的穩(wěn)定性，由于初生奧氏體在冷卻過(guò)程中不發(fā)生相轉(zhuǎn)變，因而堆焊層基體組織中殘余奧氏體的含量較高.隨著硼添加量的增多，硼和碳可以與鐵或鉻形成大量的碳硼化物，一方面降低了基體組織的含量，另一方面由于鉻參加反應(yīng)導(dǎo)致奧氏體的組織穩(wěn)定性變差，使其在焊接快速冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.另外，硼也可促進(jìn)基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.

采用電子能譜儀對(duì)硼添加量為3%時(shí)堆焊層組織中的a～d點(diǎn)進(jìn)行相成分分析(見(jiàn)圖4)，同時(shí)采用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)定各點(diǎn)組織的顯微硬度.結(jié)果表明，a點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為10.38%、10.93%、10.20%和68.49%，測(cè)定其顯微硬度為1 059.1 HV，由此結(jié)果可以推斷出該菊花狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈23∶6，證明該組織為M23(C，B)6型碳硼化物.b點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為10.61%、10.80%、10.45%和68.14%，測(cè)定其顯微硬度為1 035.2 HV，由此結(jié)果可以看出該層片狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈23∶6，證明該組織也為M23(C，B)6型碳硼化物.a點(diǎn)組織呈菊花狀，而b點(diǎn)組織呈層片狀，其形態(tài)不同，但經(jīng)過(guò)檢測(cè)它們都屬于M23(C，B)6型碳硼化物.在層片狀區(qū)域硼化物首先以非均勻形核方式長(zhǎng)大并吸收周?chē)腃r、B和C等元素，同時(shí)促進(jìn)了奧氏體的形成和長(zhǎng)大，兩相相互促進(jìn)，交替形核，最終形成層片狀形貌.在菊花狀區(qū)域由于合金液相溫度高于共晶溫度，使得基體組織具有較高的過(guò)冷度，具有粗糙界面的固溶體生長(zhǎng)超前于具有平滑界面的硼化物而任意長(zhǎng)大，因而形成菊花狀共晶組織.c點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為17.61%，14.76%、16.11%和51.52%，測(cè)定其顯微硬度為1 238.6 HV，由此結(jié)果可以看出該塊狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈7∶3，證明該組織為M7(C，B)3型碳硼化物.d點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為6.75%、7.31%、3.7%和82.24%，測(cè)定其顯微硬度為561.7 HV，由此結(jié)果可知該處組織為固溶了少量C、Cr和B元素的基體組織.在堆焊合金中由于硼的原子半徑與碳相近，鉻的原子半徑與鐵相近，當(dāng)堆焊合金結(jié)晶形成碳化物時(shí)，硼能夠取代碳原子的位置固溶在碳化物中，而鉻原子可以置換部分鐵原子，所以形成了M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3多元復(fù)合碳硼化物.在共晶碳化物中鉻原子的置換和硼原子的固溶促使共晶碳化物產(chǎn)生了晶格畸變，因而組織的硬度和強(qiáng)度均得以提高.因此，M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3多元復(fù)合碳硼化物的生成有利于改善堆焊合金的耐磨性.

圖3 不同硼添加量下堆焊層的SEM形貌

圖4 硼添加量為3%時(shí)堆焊層的EDS分析

2.2 堆焊層的耐磨性分析

圖5為不同硼添加量下堆焊層的硬度和磨損量曲線(xiàn).由圖5可見(jiàn)，當(dāng)不添加硼時(shí)，堆焊層硬度最低，磨損量最大.隨著硼的加入，堆焊層硬度增加，磨損量先減少后增加.當(dāng)硼的添加量達(dá)到3%時(shí)，堆焊層的磨損量達(dá)到最小值0.362 9 g，此時(shí)其硬度為61.5 HRC.繼續(xù)增加硼的添加量到4%時(shí)，堆焊層硬度達(dá)到最高值64 HRC，但磨損量與硼添加量3%時(shí)相比，卻出現(xiàn)了增加趨勢(shì).這是由于隨著硼添加量的增大，堆焊層中共晶硬質(zhì)相增多，基體組織和晶粒尺寸減小，初生奧氏體相逐步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，碳硼化物增多，因而可以促使堆焊層硬度增加[11].堆焊層硬度增加后，磨料很難楔入并進(jìn)行犁削，促使其耐磨性增加.但是，隨著硼添加量的不斷增大，當(dāng)基體組織減少并轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體后，則不能為大量共晶硬質(zhì)相提供良好的韌性支撐，導(dǎo)致共晶硬質(zhì)相在與磨料相互作用時(shí)容易成塊脫落，而且脫落的硬質(zhì)相還會(huì)成為堅(jiān)硬的磨料，因而堆焊層的耐磨性下降.由此可見(jiàn)，硼的最佳添加量為3%.

圖5 不同硼添加量下堆焊層的硬度和磨損量曲線(xiàn)

3 結(jié) 論

通過(guò)以上分析可以得到如下結(jié)論：

1)Fe-Cr-C-B堆焊合金的基體組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，硬質(zhì)相由M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3相組成.隨著硼添加量的增多，基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，且菊花狀、層片狀和塊狀硬質(zhì)相增多.

2)M23(C，B)6和M7(C，B)3相硬度較高，當(dāng)其在組織呈均勻彌散分布時(shí)，能夠有效阻礙磨料的楔入與犁削作用，進(jìn)而可以提高堆焊合金的耐磨性.

3)當(dāng)硼的添加量為3%時(shí)，基體組織與共晶硬質(zhì)相之間達(dá)到最佳匹配，堆焊層硬度為61.5 HRC，磨損量為0.362 9 g，此時(shí)堆焊層耐磨性最佳.