全自動氣保焊制備Fe基堆焊層組織與性能研究

呂 迎，李俊剛，吳明忠，湛 蘭，孫建波

（佳木斯大學材料科學與工程學院，黑龍江佳木斯154002）

0 前言

磨損主要發生在工件表面，是造成機械零件失效的主要形式。據統計，世界工業發達國家約30%的能源是以不同形式消耗于磨損，我國礦山、機械、農業、建筑等行業每年因磨損消耗的金屬材料達300萬t以上[1]。在金屬材料或零件表面采用堆焊工藝熔敷耐磨合金層，既可修復材料因長期服役而導致的失效部位，又可強化材料或零件表面，對于合理使用材料、延長零件壽命以及節約能源具有重要的工程意義。在眾多堆焊合金中，Fe-Cr-C系合金由于合金成分范圍寬、價格低廉且綜合性能好，成為重要的抗中低應力磨粒磨損合金。但在嚴重磨損的工況條件下，Fe-Cr-C系合金的耐磨性無法滿足使用要求[2]。近年來，由于硼化物的高硬度和良好的熱穩定性，將其作為主要硬質相應用于堆焊領域正受到材料界學者的重視[3-5]。本研究選擇Fe-Cr-C為基礎合金系，添加B、Ti和B4C，采用全自動CO2氣體保護焊在Q235鋼表面制備含硼堆焊合金，研究B4C的添加量對堆焊層組織和耐磨性的影響，以獲得最優成分以提高Fe-Cr-C系堆焊合金的耐磨性。

1 試驗方法和材料

試驗用基體為Q235鋼板，尺寸200mm×100mm×10mm。所用合金粉包括：高碳鉻鐵[w（Cr）=69%]、石墨[w（C）＞99.9%]、硼鐵[w（B）=19.3%]、鈦鐵[w（Ti）=40.2%]、還原性鐵粉[w（Fe）＞99%]、碳化硼[w（B4C）=98%]。試驗采用CO2氣體保護焊，焊絲為φ1.2mm的H08Mn2Si。

在電子天平上稱量出不同質量分數的B4C粉和其他合金粉，并將其放入SFM-2行星混料機中以200 r/min轉速混料1h后倒入研缽中，然后滴入適量稀釋過的水玻璃作為粘結劑并攪拌均勻。在Q235鋼板中央固定中空的長方形塑料模具，然后將合金粉放入模具的空心位置，用鋼板壓緊合金粉并用木錘連續敲擊鋼板3～5min，壓制成尺寸為140mm×30mm×3mm的預制塊。從模具中取出預制塊，在室溫自然風干24 h；將風干的預制塊放入ZYH-30型自控遠紅外烘干箱中，先加熱至50℃預熱30min，防止預制塊開裂；再升溫至200℃，保溫3h后取出。

堆焊設備采用KRⅡ350型CO2氣體保護焊機，外接自位移小車和擺動系統，焊前在控制系統中輸入焊接工藝參數，并調整焊絲與預制塊的相對距離，通過遙控器控制焊槍在Q235鋼板進行全自動堆焊。具體工藝參數為：焊接電流220 A，焊接電壓25V，CO2保護氣體流量15L/min，焊接速度2mm/s，擺幅寬度15mm。

采用HR-150A型數顯示洛氏硬度測量堆焊層表面硬度，載荷150 kg，每組試樣測試6點，然后計算平均值。采用HXS-1002K顯微硬度計測試微觀組織硬度，載荷50 g，加載時間5 s。在ML-100型磨粒磨損機上進行磨損試驗，每組測試3個試樣，堆焊試樣尺寸為φ4×10mm，磨料為120目棕剛玉砂布，圓盤轉速60 r/min，旋轉1 500圈后用FA1004B型萬分之一電子天平稱量磨損量，并取平均值。采用OLYMPUS GX71倒置金相顯微鏡觀察顯微組織。利用Bruker D-8型X射線衍射儀分析堆焊層相組成。

2 試驗結果和分析

2.1 堆焊層外觀形貌

堆焊層外觀成型如圖1所示。由于采用全自動CO2氣體保護焊進行堆焊，通過控制系統自動完成引弧、擺動送絲、焊接和收弧過程，可在鋼基體實現高效、大面積的表面堆焊。堆焊層成形美觀，魚鱗紋均勻細密，堆焊層寬度與余高一致，表面無裂紋和氣孔。

圖1 堆焊層外觀成形Fig.1 Appearance of the surfacing layer

2.2 堆焊層組織分析

堆焊金屬的組織形態受B4C加入量的影響顯著，其加入量的多少直接影響析出硬質相的種類、形態和數量，進而影響堆焊金屬的硬度及耐磨性。Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊層金相組織形貌如圖2所示。可以看出，該堆焊合金屬于典型的亞共晶組織，由針狀或胞狀組織以及共晶組織構成。當堆焊合金未加B4C時，堆焊層上分布著黑色針狀組織，周圍分布著條狀共晶組織。w（B4C）為10%時，堆焊層中出現粗大胞狀晶，邊界分布著網狀共晶組織。隨著B4C含量的增加，胞狀晶尺寸減小，共晶組織呈網狀分布且數量增加。

為判定堆焊合金的相組成，對試樣進行X射線衍射和局部組織顯微硬度分析。堆焊層的XRD圖譜如圖3所示，無B4C和w（B4C）10%堆焊層的顯微硬度壓痕分布如圖4和圖5所示。未加B4C的堆焊金屬主要成分為Fe、共晶硬質相Fe2B和Fe3（C，B）。堆焊層中黑色針狀組織之間以一定的夾角相交，針狀組織及附近區域的顯微硬度最高可達630 HV，根據形態和硬度確定該組織為針狀馬氏體，分布于奧氏體基體上；邊界分布的條狀共晶組織為共晶奧氏體+Fe2B和Fe3（C，B），顯微硬度最高值為660HV。添加B4C后，堆焊合金中均出現胞狀晶，含w（B4C）30%堆焊層中胞狀組織的顯微硬度最高值為550HV，確定該胞狀組織為初晶奧氏體；共晶組織的顯微硬度最高值為650HV，其成分為共晶奧氏體+Fe2B+Fe3（C，B）。

圖2 堆焊層金相組織（500×）Fig.2 M icrostructure of the surfacing layer（500×）

圖3 堆焊層XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the surfacing layer

由上述分析可知，堆焊合金的結晶過程如下：當具有亞共晶成分的堆焊液態合金冷卻至液相線時，開始從液相中析出初晶奧氏體γ-Fe，由于B、C元素在γ-Fe中溶解度很低，隨著溫度的降低，多余的B、C從晶體中排出，造成周圍液相中B、C富集；當合金冷卻至共晶溫度時，發生L→γ-Fe+Fe2B共晶反應，直至液相完全消失；繼續冷卻時，初晶和共晶γ-Fe中的B、C溶解度繼續降低，不斷地向γ-Fe枝間擴散，并在晶界處析出形成Fe3（C，B）相。隨著w（B4C）的增加，γ-Fe枝間擴散的 C、B 數量增多，生成的共晶組織數量增加；當溫度快冷降至室溫時，不加B4C的合金中γ-Fe部分轉變成馬氏體，加入B4C的合金，w（C）隨之增加，而由于C是擴大γ-Fe相區的元素，可增加γ-Fe的穩定性，使γ-Fe相區擴大到室溫，因此添加B4C的堆焊層在室溫下仍然保持初晶γ-Fe的形態。

2.3 堆焊層界面形貌

堆焊層界面形貌如圖6所示?？梢钥闯觯押笇优c基材交界處形成過渡區，即熔合區。在堆焊過程中，由于堆焊層材料與基體材料成分不同，在熔合區如果產生脆性相，將惡化堆焊層性能，因此熔合區是堆焊結構最薄弱的部位。本研究中堆焊合金為Fe基合金，基體金屬為Q235鋼，兩者物理相容性和冶金相容性好，且堆焊金屬由韌性好的奧氏體和一定硬度的共晶組織組成，達到韌性和硬度的綜合匹配，因此熔合區未出現裂紋或剝離。

圖4 w（B4C）=0%堆焊層顯微硬度壓痕Fig.4 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ithout B4C

圖5 w（B4C）=30%堆焊層顯微硬度壓痕Fig.5 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ith w（B4C）=30%

圖6 堆焊層界面形貌（200×）Fig.6 Interfacemorphology of the surfacing layer（200×）

2.4 堆焊層硬度與耐磨性

堆焊層的耐磨性主要取決于其化學成分、硬質相的數量、形態和分布，以及硬質相與基體匹配關系[6]。由于堆焊層中加入一定量的Cr和Ti，可部分固溶于γ-Fe中形成固溶體，強化組織。此外，B4C的加入對堆焊層硬度及耐磨性影響顯著。Fe-Cr-CB-Ti-B4C堆焊層的洛氏硬度與磨損量如表1所示。未加B4C時，堆焊層基體為針狀馬氏體+殘余奧氏體，并且條狀共晶相Fe2B和Fe3（C，B）數量較少，所以堆焊層硬度僅為52.5 HRC，磨損量最大。隨著w（B4C）的增加，共晶組織中Fe2B和Fe3（C，B）硬質相數量增加，使得堆焊層硬度逐漸增加，磨損量降低；w（B4C）＝20%時，磨損量最低，耐磨性最好；當 w（B4C）＝30%時，其硬度達到最大值61.3 HRC，但由于γ-Fe周圍分布著大量連續的共晶組織，這種網狀結構破壞了基體的連續性，使硬度較低的γ-Fe基體無法承受石英砂磨粒強烈的切削作用，導致堆焊合金的磨損量高于w（B4C）＝20%的堆焊層。

3 結論

（1）采用全自動CO2氣體保護焊在Q235鋼板上制備Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊層，其成形美觀，表面無裂紋和氣孔，界面無開裂。

（2）堆焊合金屬于亞共晶組織，無B4C的堆焊層組織為針狀馬氏體、殘余奧氏體以及共晶組織；添加B4C后，堆焊合金由胞狀初晶奧氏體和共晶組織組成。共晶組織由共晶奧氏體、Fe2B和Fe3（C，B）組成。

（3）隨著w（B4C）增加，堆焊層硬度逐漸增加，含w（B4C）=30%的堆焊層硬度最高，為61.3 HRC；磨損量先升高后降低，當w（B4C）＝20%時堆焊層耐磨性最佳。

表1 堆焊層洛氏硬度與磨損量Table 1 Rockwell hardness and wear loss of the surfacing layer

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