Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的組織和耐磨性能

韓麗梅，李 麗，田 猛

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，張家港 215625)

0 引 言

熱軋連機組卷曲側導板裝置在冷熱交替、復雜應力、滑動摩擦條件下服役一段時間后，其工作表面會出現(xiàn)磨損、斷裂等問題。為降低側導板的生產(chǎn)成本并延長使用壽命，常采用堆焊、激光熔敷等表面技術對失效工作表面進行修復[1-2];修復后的工作表面能夠具有較高的高溫強度、良好的韌性與耐磨性能。目前，國內(nèi)用于堆焊修復的焊接材料主要有Cr-Mo系列焊條和藥芯焊絲，其中藥芯焊絲因合金成分調(diào)整方便、熔敷效率高等優(yōu)點而在實際生產(chǎn)中得到更廣泛的應用[3-5]，其合金體系主要包括Cr-Mo-V、Cr-Mo-Nb、Cr-Mo-Ni、Cr-Mo-Ni-W、Cr-Mo-W-V等。部分學者指出，高硬度的堆焊金屬并不一定具有優(yōu)良的耐磨性能，耐磨性受堆焊層金屬中合金元素種類和含量、顯微組織粗細和均勻性、硬質相形態(tài)和分布等因素的綜合影響[6-9]。Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲是基于國外同類焊絲同步開發(fā)的堆焊藥芯焊絲，所獲得的堆焊層具有耐磨性能良好、成本較低等特點，但有關這2種藥芯焊絲在卷曲側導板堆焊修復方面的研究及應用相對較少。因此，作者選用Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲對卷取側導板用718鋼進行堆焊，對比研究了2種藥芯焊絲堆焊層的顯微組織、硬度及耐磨性能，并探討了耐磨性能的影響因素，擬為這2種藥芯焊絲在卷曲側導板堆焊修復中的應用提供理論基礎。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用母材為尺寸300 mm×200 mm×60 mm的718鋼板，堆焊采用的焊絲為Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲，直徑均為1.6 mm，母材和藥芯焊絲的化學成分見表1。在母材上開U型坡口，打磨清除坡口兩側各3050 mm范圍內(nèi)的鐵銹、油脂等。采用Power Wave 455M/STT型焊機進行焊前無預熱及焊后無熱處理的氣體保護堆焊，焊接電流為320350 A，焊接電壓為3036 V，保護氣體為20%(體積分數(shù)，下同)CO2+80%Ar，氣體流量為1220 L·min-1，焊絲干伸長為18～20 mm。

表1 母材和焊絲的化學成分(質量分數(shù))

在堆焊層處截取金相試樣，經(jīng)粗磨、細磨、拋光，用由1.5 g CuCl2，33 mL HCl，33 mL H2O組成的1號卡琳腐蝕劑腐蝕后，采用ZEISS SIGMA型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織，并采用SEM附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。采用Nano Indenter G200型納米壓痕儀對堆焊層不同組織處的硬度進行測試；采用Tukon 2500型全自動維氏硬度計由堆焊層中心向兩側取點進行硬度測試，載荷為49 N，保載時間為10 s。在堆焊層處截取尺寸為φ4.8 mm×12.7 mm的小圓柱銷試樣，采用MMW-1型立式萬能摩擦磨損試驗機進行干摩擦磨損試驗，對磨盤為尺寸φ31.7 mm×φ16 mm×10 mm的淬火45鋼，試驗載荷為200 N，摩擦轉速為300 r·min-1，摩擦時間為30 min；試驗后，用酒精超聲清洗試樣，采用場發(fā)射掃描電鏡觀察磨損形貌。使用精度0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣的質量，通過計算單位長度滑動距離的磨損量，即磨損率來表征材料的耐磨性能，計算公式為

v=(mt-m0)/l

(1)

式中：v為試樣的磨損率，g·m-1；mt為試樣磨損后的質量，g；m0為試樣磨損前的質量，g；l為試驗過程中試樣的滑動距離，m。

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可知，采用Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲對母材進行堆焊后，堆焊層均與母材熔合良好，未發(fā)現(xiàn)氣孔、夾渣、裂紋等焊接缺陷。

2.2 顯微組織

由圖2可以看出：Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，其中殘余奧氏體呈長條狀、小圓塊狀分布在馬氏體板條之間；Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體、較多鐵素體、極少殘余奧氏體組成，其中鐵素體和奧氏體分別呈長條狀和小圓塊狀分布在馬氏體板條之間，同時鐵素體相內(nèi)伴有細小的塊狀和球狀碳化物析出。與Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層相比，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層組織中的馬氏體板條更細小，板條間距更小,且板條無方向性，晶界角度多為大角度。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲與Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲均為高合金體系焊絲，在快速連續(xù)冷卻的堆焊過程中，主要發(fā)生非擴散性馬氏體相變，因此堆焊層基體的顯微組織主要為馬氏體。同時，焊接是一個非平衡凝固結晶過程，具有不同合金體系的兩種藥芯焊絲的焊接熔池會發(fā)生非平衡元素擴散、溶質再分配、多種相變等過程，導致堆焊層呈現(xiàn)不同的組織形態(tài)。

圖1 不同藥芯焊絲堆焊層的宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire and (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire

圖2 不同藥芯焊絲堆焊層的顯微組織Fig.2 Microstructures of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at low magnification; (b) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at medium magnification; (c) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at high magnification; (d) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at low magnification; (e) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at medium magnification and (f) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at high magnification

2種藥芯焊絲的主要合金元素鉻、鉬、鎳、鎢、釩均可降低馬氏體開始轉變溫度，推遲馬氏體相變，使殘余奧氏體數(shù)量增多；而同時鉻、鉬、鎢、釩作為強碳化物形成元素，易形成難溶于奧氏體的合金碳化物，促進殘余奧氏體轉變分解，使殘余奧氏體量減少。圖3中點1和點3位于奧氏相上，點2位于鐵素體+碳化物上。由圖3和表2可知，在Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲中，奧氏體化形成元素鎳提高了富碳奧氏體的穩(wěn)定性，少量富碳奧氏體在相變過程中未發(fā)生轉變分解而被保留下來，以殘余奧氏體的形態(tài)分布在馬氏體板條中；Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲中的鎢、釩元素能夠促使在相變過程中富碳奧氏體發(fā)生非平衡溶質再分配，鎢、釩與碳元素結合而析出合金碳化物，導致大部分富碳奧氏體轉變成鐵素體+碳化物，只有極少部分富碳奧氏體未發(fā)生轉變而保留下來。

2.3 硬 度

由圖4可以看出：Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度遠高于Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的，二者的平均硬度分別為571，519 HV。2種藥芯焊絲堆焊層的硬度產(chǎn)生較大差異的原因在于合金體系的不同使得各堆焊層具有不同的組織形態(tài)及含量。Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中的馬氏體板條間分布著數(shù)量較多的鐵素體+碳化物；采用納米壓痕儀測得鐵素體+碳化物、殘余奧氏體、馬氏體的平均硬度分別為2.88，3.92，7.01 GPa，可知鐵素體+碳化物的硬度低于馬氏體和殘余奧氏體的。因此，由馬氏體和少量殘余奧氏體組成的Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度高于主要由馬氏體、鐵素體+碳化物和極少殘余奧氏體組成的Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的。

圖3 不同藥芯焊絲堆焊層的EDS分析位置Fig.3 EDS analysis positions of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire, austenite; (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire, ferrite and carbide and (c) Cr-Mo-W-V flux cored wire, austenite

圖5 不同藥芯焊絲堆焊層的磨損形貌Fig.5 Wear morphology of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire and (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire

表2 圖3中不同位置的EDS分析結果(質量分數(shù))

圖4 不同藥芯焊絲堆焊層的硬度分布曲線Fig.4 Hardness distribution curves of different flux cored wire surfacing layers

2.4 耐磨性能

母材、Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損率分別為11.858 7×10-8，3.641 5×10-8，2.970 7×10-8g·m-1。可知，與母材相比，藥芯焊絲堆焊層具有良好的耐磨性能，且Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的耐磨性能優(yōu)于Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度比Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的高，說明在不同合金體系中，材料的高硬度不是評判高耐磨性的唯一標準。

由圖5可知，Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損機制均主要以黏著磨損為主，磨粒磨損為輔。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的磨損表面較平整，塑性變形較小，局部存在較淺的犁溝，并伴有較多的金屬黏著；而Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損表面較粗糙，塑性變形較大，表面均勻分布著犁溝，并伴有少量的金屬黏著與脫落。在Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中，鎢、釩元素的加入可細化晶粒組織，使堆焊層獲得板條間距細小、無方向性的馬氏體基體組織；鎢、釩與碳元素在鐵素體組織中結合而彌散析出大量的碳化物，在干滑動摩擦過程中鐵素體組織中彌散析出的合金碳化物可作為硬質相起到耐磨質點的作用，而強韌性較好的板條馬氏體組織又為合金碳化物提供良好的支持。在載荷和摩擦熱的作用下，具有這種組織的Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層雖然會產(chǎn)生較大的塑性變形，但不易發(fā)生大面積撕裂脫落，因此Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損率較低。綜上所述，堆焊層的耐磨性能取決于合金元素體系，是基體組織形貌、含量、性能，硬質相含量、形態(tài)、分布、性能等綜合作用的結果，其中硬質相的固有性能是保證堆焊層具有良好耐磨性能的重要原因之一。

3 結 論

(1) Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體、較多鐵素體和極少殘余奧氏體組成，鐵素體內(nèi)存在細小的塊狀和球狀碳化物；與Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆層相比，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中馬氏體板條更細小，板條間距更小，且板條無方向性。

(2) Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度高于Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的，其耐磨性能比Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的差；Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損機制均主要以黏著磨損為主、磨粒磨損為輔； Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲中的鎢、釩元素可細化馬氏體組織，同時可與碳元素形成難溶于奧氏體的合金碳化物，促進富碳奧氏體分解成鐵素體與碳化物，碳化物作為硬質相具有較高的耐磨性，使得Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層具有更優(yōu)異的耐磨性能。