定向生長(zhǎng)碳化鉻堆焊復(fù)合耐磨板及其應(yīng)用

王微偉， 喬明亮， 趙春燕， 劉愛國(guó)

(1.江蘇瑞米克金屬技術(shù)有限公司，江蘇 常州 213172；2．沈陽理工大學(xué)，遼寧 沈陽 110159)

0 前言

工業(yè)系統(tǒng)設(shè)備耐磨防護(hù)中常用的材料包括鑄石、氧化鋁陶瓷、超高分子量聚乙烯、合金鋼耐磨板等，但這些材料存在脆性大、難以進(jìn)行切割及焊接加工等一系列問題[1]。采用堆焊或熔敷技術(shù)制造的帶有碳化物增強(qiáng)相的復(fù)合耐磨板具有耐磨性好、抗沖擊、進(jìn)行切割及焊接加工等優(yōu)點(diǎn)，在耐磨防護(hù)中獲得了廣泛的應(yīng)用[1-3]。

在眾多的碳化物中，碳化鉻由于具有耐磨性能優(yōu)異、價(jià)格低廉、可以在Fe-Cr-C合金體系中原位生成的特點(diǎn)，成為鐵基耐磨材料堆焊、熔敷的首選增強(qiáng)材料。在高鉻鑄鐵體系中，初生相和共晶相的相組成與Cr/C比有關(guān)。按照Fe-Cr-C合金相圖，當(dāng)Cr含量低于9%時(shí)，液相結(jié)晶時(shí)將析出M3C型碳化物(M代表(Cr,Fe))；Cr含量高于9%，析出的碳化物為M7C3型；Cr含量進(jìn)一步增加，析出的碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6型[4]。鐵基材料堆焊、熔敷強(qiáng)化中采用最多的是M7C3型碳化物作為強(qiáng)化相。

碳化鉻對(duì)鐵基強(qiáng)化層的增強(qiáng)效果，和碳化物的種類、尺寸、數(shù)量、分布、方向等多種因素有關(guān)[5]。當(dāng)合金成分處于亞共晶范圍時(shí)，碳化物將以晶界共晶碳化物為主要存在形式，晶界碳化物的存在，導(dǎo)致這種材料的協(xié)調(diào)變形能力差、脆性大、耐磨性差；當(dāng)合金成分處于過共晶范圍時(shí)，碳化物將以晶內(nèi)初生碳化物M7C3為主要存在形式，這種材料的硬度高、耐磨性好。同樣是以M7C3碳化物為增強(qiáng)相，碳化物的尺寸大、數(shù)量少、不均勻分布的強(qiáng)化層，耐磨性要低于尺寸小、數(shù)量多、均勻分布的強(qiáng)化層。由于M7C3碳化物的結(jié)晶形態(tài)為六棱柱棒狀，長(zhǎng)徑比大，其性能表現(xiàn)出明顯的各向異性。其生長(zhǎng)方向使鐵基材料的耐磨性也表現(xiàn)出明顯的各向異性。研究結(jié)果表明，M7C3碳化物短軸截面上的顯微硬度比長(zhǎng)軸截面上更高，相應(yīng)的白口鑄鐵在M7C3碳化物短軸截面上的耐磨性也更高[4]。Dogan等人[6]研究了濕砂膠輪磨損、低應(yīng)力三體磨損和沖蝕磨損三種磨損方式下白口鑄鐵中碳化物生長(zhǎng)方向?qū)δ湍バ缘挠绊懀Y(jié)果表明，當(dāng)碳化物桿的長(zhǎng)軸和磨損面垂直時(shí)，三種磨損方式下材料的耐磨性都最好。當(dāng)碳化物桿的長(zhǎng)軸和磨損面平行時(shí)，大角度沖蝕極易造成材料的磨損。而在高應(yīng)力磨料磨損條件下，碳化物桿的長(zhǎng)軸和磨損面平行時(shí)，耐磨性更好。對(duì)鐵基材料的堆焊研究表明，M7C3的生長(zhǎng)方向影響耐磨堆焊合金的性能，只有當(dāng)其生長(zhǎng)位向垂直于耐磨表面時(shí)耐磨性才最優(yōu)異[7]。碳化鉻的生長(zhǎng)方向和高溫液態(tài)金屬中的成分分布以及加熱和冷卻條件有關(guān)。袁有錄等人采用等離子熔敷Cr3C2和Fe-CrNiBSi混合粉末制備的耐磨層中，M7C3圍繞半熔化的Cr3C2顆粒呈發(fā)射狀生長(zhǎng)[8]。采用藥芯焊絲堆焊的耐磨層中M7C3的生長(zhǎng)方向則沒有一定規(guī)則[5]。 Wang等人[9]采用堆焊時(shí)將母材浸入水中的方式進(jìn)行強(qiáng)制冷卻，獲得了碳化物生長(zhǎng)方向垂直于堆焊層表面的堆焊試件。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，增大冷卻速度，碳化物尺寸更為細(xì)小，密度更高，而且分布更均勻。考慮到工程上實(shí)現(xiàn)的便捷性，為進(jìn)一步提高鐵基堆焊材料的耐磨性，文中采用堆焊道后部正面噴水霧強(qiáng)制冷卻的方法，控制M7C3的結(jié)晶形態(tài)和結(jié)晶方向，制備出定向生長(zhǎng)的M7C3碳化物，并應(yīng)用于堆焊復(fù)合耐磨板中，并且取得了良好的效果。

1 試驗(yàn)材料及方法

文中試驗(yàn)選用的母材為10 mm厚的Q235C，長(zhǎng)500 mm，寬400 mm。所用焊絲為φ2.8 mm的明弧自保護(hù)藥芯焊絲，成分見表1。

表1 藥芯焊絲的成分配比(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

采用耐磨板明弧自保護(hù)堆焊設(shè)備進(jìn)行自動(dòng)堆焊，堆焊層數(shù)為兩層，每層厚度約為3～4 mm。堆焊工藝參數(shù)見表2。

表2 耐磨板的堆焊工藝參數(shù)

堆焊過程中，在熔池后方距離焊絲軸線150 mm位置噴水霧進(jìn)行強(qiáng)制冷卻，水霧覆蓋范圍直徑約為50 mm。通過強(qiáng)制冷卻以控制熔池金屬的結(jié)晶方向，特別是其中的M7C3碳化物的生長(zhǎng)方向。

對(duì)堆焊好的試板進(jìn)行切割、鑲嵌、磨制、拋光、腐蝕，制成金相試樣。腐蝕時(shí)首先采用4%硝酸酒精溶液對(duì)熱影響區(qū)進(jìn)行腐蝕觀察，然后對(duì)堆焊層進(jìn)行腐蝕觀察。堆焊層腐蝕液配方為：三氯化鐵2.5 g、苦味酸5 g、鹽酸2 mL、蒸餾水90 mL。

對(duì)堆焊層橫截面進(jìn)行硬度測(cè)試，所用儀器為HR-150A型洛氏硬度儀，加載壓力為588 N。每個(gè)測(cè)試位置測(cè)量3個(gè)點(diǎn)，取平均值。

采用針盤磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了堆焊層的耐磨性，并和基體材料的耐磨性進(jìn)行了對(duì)比。對(duì)磨副為YG8硬質(zhì)合金，針盤相對(duì)運(yùn)動(dòng)速度為0.8 m/s，載荷為49 N。每5 min用電子天平測(cè)量一次試樣磨損失重，天平精度為0.1 mg。

2 結(jié)果與討論

圖1為第一堆焊層顯微組織。在第一堆焊層底部(圖1a)，緊鄰熔合區(qū)位置，是一薄層平面晶組織；和平面晶組織相鄰的是胞狀晶組織；再往上直到第一堆焊層頂部，全部是樹枝晶組織。第一堆焊層堆焊時(shí)，由于堆焊電流較大(300～350 A)，基體鋼板熔化量較大，導(dǎo)致堆焊層成分被稀釋。從組織上判斷，此時(shí)堆焊層成分為亞共晶成分，熔池凝固結(jié)晶時(shí)首先結(jié)晶出奧氏體，受低熔點(diǎn)溶質(zhì)合金元素含量、溫度梯度、結(jié)晶速度的影響，從熔池邊界到內(nèi)部其形態(tài)依次為平面晶、胞狀晶、樹枝晶，是典型的焊縫聯(lián)生結(jié)晶形態(tài)。結(jié)晶后期，液態(tài)金屬中的合金元素含量增高，達(dá)到共晶成分，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，在樹枝晶間位置形成大量奧氏體和碳化物混合的共晶組織。從放大后的形貌(圖1c)上看，共晶組織中的碳化物是細(xì)長(zhǎng)桿狀的M7C3碳化物。隨著溫度進(jìn)一步降低，部分奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖1 第一堆焊層顯微組織

圖2為第二堆焊層顯微組織。從第二堆焊層和第一堆焊層的交界部位(圖2a)看，不再存在平面晶、胞狀晶組織，而是大量細(xì)小的共晶組織，其方向存在局部的一致性和全局的隨機(jī)性(圖2b)。頂部也不存在樹枝晶組織(圖2c)，而是產(chǎn)生了大量的M7C3碳化物。由于第一堆焊層中已經(jīng)存在有較多的Cr,C等合金元素，對(duì)第二堆焊層的稀釋作用較小，第二堆焊層的成分保持了過共晶成分，冷卻時(shí)首先析出初生碳化物M7C3，由于堆焊過程中采取了強(qiáng)制冷卻措施，初生碳化物M7C3尺寸小、數(shù)量多，而且定向生長(zhǎng)，其方向?yàn)樯嶙羁旆较颍创怪庇诙押副砻妗Ｔ贛7C3碳化物之間，后結(jié)晶的液態(tài)金屬發(fā)生共晶反應(yīng)，形成奧氏體和碳化物混合的共晶產(chǎn)物。

圖2 第二堆焊層顯微組織

作為對(duì)比，未采取強(qiáng)制冷卻措施堆焊的耐磨板的第二堆焊層上部組織示于圖2e中。可以看出，未采取強(qiáng)制冷卻措施堆焊的耐磨板第二堆焊層中也存在大量M7C3碳化物，但M7C3碳化物生長(zhǎng)方向雜亂，而且尺寸比采取強(qiáng)制冷卻措施堆焊的第二堆焊層中M7C3碳化物大很多。

圖3為堆焊層橫截面上的硬度分布。可以看出，從熔合區(qū)到堆焊層表面硬度呈不斷上升的趨勢(shì)，堆焊表面硬度最高，達(dá)到60.2 HRC。第一堆焊層上升幅度較大，第二堆焊層上升幅度較小。第二堆焊層的平均硬度比第一堆焊層的平均硬度高3.2 HRC。

圖3 堆焊層橫截面上的硬度分布

第一層堆焊時(shí)，較多基體材料混入堆焊層中，導(dǎo)致堆焊層中合金元素含量降低，特別是靠近熔合區(qū)的位置，合金元素含量更低。較低的合金元素含量使熔池金屬成分為亞共晶合金，凝固時(shí)先結(jié)晶出樹枝晶奧氏體，再結(jié)晶出共晶混合物。盡管在后續(xù)冷卻過程中，部分奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變成馬氏體，但硬度肯定比初生M7C3碳化物或者共晶混合物的硬度低。這既是第一堆焊層硬度較低的原因，可能也是第一數(shù)據(jù)點(diǎn)數(shù)據(jù)分散性大的原因。

第二堆焊時(shí)，混入堆焊層中的是第一堆焊層中含有較多合金元素的材料，對(duì)堆焊層合金元素稀釋作用較小。第二堆焊層熔池金屬成分為過共晶合金，凝固時(shí)先結(jié)晶出初生碳化物M7C3，沿垂直于堆焊層表面方向生長(zhǎng)，再結(jié)晶出共晶混合物。初生碳化物M7C3的硬度比馬氏體更高，最終表現(xiàn)為第二堆焊層的平均硬度比第一堆焊層的平均硬度更高。

圖4為堆焊耐磨板的磨損失重和基體材料Q235C的磨損失重對(duì)比。可以看出，在針盤磨損試驗(yàn)條件下，堆焊耐磨板的耐磨性比基體材料Q235C有了明顯提高，磨損失重僅為基體材料的1/30。

圖4 堆焊耐磨板和Q235C的磨損失重對(duì)比

將定向生長(zhǎng)碳化鉻堆焊耐磨板應(yīng)用于制造磨煤機(jī)筒體防磨板，防磨板厚度為12 mm，其中堆焊層厚度為8 mm。將使用情況和某市售堆焊耐磨板進(jìn)行了實(shí)際使用工況下的使用壽命對(duì)比。對(duì)比用某市售堆焊耐磨板厚度為12 mm，其中堆焊層厚度為8 mm。使用10個(gè)月后，定向生長(zhǎng)碳化鉻堆焊耐磨板磨損輕微，如圖5所示，而在同樣的使用工況條件下，某市售堆焊耐磨板已經(jīng)幾乎磨穿。最終使用壽命達(dá)到某市售堆焊耐磨板的3倍。

圖5 磨煤機(jī)筒體防磨板使用情況對(duì)比

3 結(jié)論

(1)受基體的稀釋作用影響，第一堆焊層為亞共晶成分，顯微組織為馬氏體+殘余奧氏體+共晶組織；第二堆焊層為過共晶成分，顯微組織為初生碳化物M7C3+共晶組織。從熔合區(qū)到堆焊表面硬度逐漸升高，堆焊表面硬度達(dá)到60.2 HRC。

(2)強(qiáng)制冷卻技術(shù)可以控制第二堆焊層中M7C3碳化物的生長(zhǎng)方向，實(shí)現(xiàn)M7C3碳化物的定向生長(zhǎng)；M7C3碳化物的生長(zhǎng)方向垂直于堆焊表面。

(3)垂直于堆焊表面定向生長(zhǎng)的M7C3碳化物有利于提高堆焊層的耐磨性，磨損失重僅為Q235C的1/30，使用壽命達(dá)到某市售堆焊耐磨板的3倍。