5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊研究*

□ 李坤淑 □ 李傳紅 □ 孫貴斌 □ 劉建軍 □ 李 斌

1.萊蕪職業技術學院 濟南 271100 2.山東成通鍛造有限公司 濟南 271100

1 研究背景

針對山東成通鍛造有限公司5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊覆層與基體形成的熔合區易脫落,表層易折疊變形,導致模具使用壽命短的問題,對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊進行了研究,并選擇了加過渡層的方法進行解決。

總體方案如下:采用手工電弧堆焊方法,在失效的 5CrNiMo鋼模具型槽表面上堆焊ARCFCW1001鐵基合金焊絲,作為過渡層;外覆層選用覆蓋性、耐磨性、耐熱性、耐腐蝕性均良好的D822鈷基焊條,使5CrNiMo鋼模具型槽工作表面在冷熱交替服役環境復雜的受力與熱應力條件下仍然具有高硬度。

在研究中,筆者主要分析焊前預熱、不同回火溫度對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊覆層性能的影響,最終獲得合理的工藝參數。同時研究在堆焊覆層時將鈦絲熔入熔體,有效抑制氧化物顆粒初期生長速度,在基體中形成均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒,實現過渡層的強韌雙增。

2 堆焊試驗

5 CrNiMo鋼化學成分見表1,ARCFCW1001鐵基合金焊絲化學成分見表2,D822鈷基焊條化學成分見表3,堆焊層洛氏硬度(HRC)不低于53。對于失效的5CrNiMo鋼模具型槽,使用碳棒氣刨去除15 mm厚的疲勞失效層,清渣打磨后,檢測5CrNiMo鋼模具型槽表面硬度。在5CrNiMo鋼模具型槽不同部位采用線切割方式,制成外形尺寸為800 mm×500 mm×300 mm的三件試樣。將三件試樣放入電爐,預熱至250 ℃,保溫1 h,然后快速移至堆焊的指定位置。采用直徑為3.2 mm的ARCFCW1001鐵基合金焊絲和D822鈷基焊條,堆焊電流為120 A,堆焊電壓為22～25 V,按10～12 cm/min的堆焊速度對三件試樣分別堆焊四層,過渡層堆焊ARCFCW1001鐵基合金焊絲兩層,覆層堆焊D822鈷基焊條兩層。為了釋放堆焊應力,堆焊第二層時焊道堆焊方向與第一層垂直,并且每堆焊一層都要進行清渣處理。

表1 5CrNiMo鋼化學成分

表2 ARCFCW1001焊絲化學成分

表3 D822焊條化學成分

對三件試樣分別進行回火處理,試樣1回火溫度為550 ℃,保溫5 h,試樣2回火溫度為600 ℃,保溫5 h,試樣3回火溫度為650 ℃,保溫5 h。三件試樣回火處理后隨爐冷卻1 h,用保溫棉緩冷至室溫。將三件試樣表面磨平,采用便攜式洛氏硬度計測定其硬度。采用線切割制備尺寸為15 mm×15 mm×30 mm的金相試樣,在4%濃度硝酸酒精腐蝕液中浸蝕,利用掃描電鏡觀察試樣的斷面組織。

3 分析

在電流、電弧電壓、堆焊速度相同的情況下,回火溫度不同,獲得的堆焊效果差別較大。

3.1 回火溫度對堆焊層微觀組織影響

三件試樣回火處理后堆焊層的顯微組織如圖1所示。試樣1對應回火溫度550 ℃,基體組織為板條狀馬氏體,上面彌散分布有少量碳化鎢等碳化物。試樣2對應回火溫度600 ℃,板條狀馬氏體部分分解。試樣3對應回火溫度650 ℃,馬氏體的分解數量進一步增加。

▲圖1 試樣回火處理后堆焊層顯微組織

3.2 回火溫度對堆焊層顯微硬度影響

垂直切斷焊縫,拋光,對焊接熔合區、熱影響區、覆材、過渡層、5CrNiMo鋼基體選取12個硬度測點,如圖2所示。對這12個點測試硬度,結果見表4。繪制硬度曲線,如圖3所示。

▲圖2 硬度測點

由表4、圖3可以看出,在焊前預熱、堆焊速度相同的情況下,隨著回火溫度的升高,堆焊層等區域的硬度趨于降低。回火溫度升高,馬氏體組織分解數量增加,硬度越來越低。

表4 洛氏硬度(HRC)測試結果

綜合以上分析,焊前預熱至250 ℃,保溫1 h,在電流、電弧電壓、堆焊速度相同的情況下,采用回火溫度為550 ℃,保溫5 h的回火處理,堆焊層硬度最高,消除應力最充分,可以有效阻止裂紋產生及變形。

4 熔體中納米晶體形成理論

目前,原位納米晶體強化技術能夠在基體中自發形成大量熱穩定性良好的納米晶體,顯著細化晶粒,優化第二相分布,改善金屬基體的微觀結構與力學性能,是實現金屬材料強韌雙增的新方法。

▲圖3 硬度曲線

在熔體冷卻過程中,形成第二相初始原子集團或晶核。綜合考慮熔體流場、濃度場、溫度場等的影響,構建晶體生長初期數學物理模型,獲得第二相晶體生長界面速度的分析解:

(1)

(2)

式中:U1為第二項晶體生長界面速度;R0為第二相晶體生長尺寸;t為時間;ε為相對過冷度;RT為溫度場引起的界面變化函數;α4為界面能各向異性強度因子;Ran為界面能各向異性引起的界面變化函數;Run為均勻來流引起的界面變化函數;Rst為線性應力流引起的界面變化函數;Rsh為剪切流分量引起的界面變化函數;Ms為第二相晶體分子量;Mm為合金元素分子量;r為氧化物直徑;ρm為液態合金元素密度;ρs為固態合金元素密度;DL為鋼液中溶質擴散系數;CL為第二相晶體界面前沿溶質濃度;Ce為氧化物平衡溶質濃度。

由式(2)可知,第二相晶體生長速度與界面濃度梯度具有正相關性,當界面濃度梯度趨于0時,生長速度也趨于0。由于熔體中第二相晶體形核尺寸一般為納米級,當第二相晶體生長速度趨于0時,尺寸將保持在納米級。基于這一理論,要保證第二相晶體尺寸為納米級,必須控制第二相晶體形核后的界面濃度為低濃度。這種納米級晶體能夠作為異質形核核心,誘發晶粒細化。碳化物等物質都可以通過釘扎作用阻礙晶界運動,進而阻止晶粒長大,達到細化晶粒的目的。

5 過渡層中納米晶體的制備

對于5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊層而言,原位納米晶體在堆焊熔池中形成,并在凝固過程中彌散分布于堆焊層中,因此,需要保證原位納米晶體相在堆焊過程中的析出尺寸與分布均勻性。

當熔池溫度約為1 550 ℃時,將金屬鈦絲熔入堆焊熔池中,鈦絲在熔池中迅速擴散,與熔體中的氧元素結合,生成鈦氧化物。鈦氧化物的長大方式屬于典型溶質元素擴散長大,通過鈦絲的不斷熔入,在電弧的作用下,實現氧化物與熔體間界面濃度趨于0,這些氧化物顆粒初期生長速度得到有效抑制,由此獲得均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒。

6 結束語

筆者對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊進行研究,采用ARCFCW1001鐵基合金焊絲和D822鈷基焊條進行試驗,確認熱影響區附近硬度較低,外覆層硬度較高,形成吸振緩沖層。熔合區各層熔合效果較好,保溫時間長,徹底消除熱應力。試驗得到的堆焊工藝方案已在軌座熱鍛模具上初步進行試用,模具壽命延長約30%,有效降低模具的使用成本。筆者同時研究在堆焊覆層時將鈦絲熔入熔體中,形成均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒,實現過渡層的強韌雙增,滿足企業發展對模具型槽高強韌性能的需要。為進一步提高原位納米晶體強化模具型槽的綜合性能,推進規模化生產,還需要從兩方面做出努力。第一,提高原位納米晶體的特性。需要改進制備工藝,提高原位納米晶體的活性異質點率,獲得更多有效異質形核點,更大程度細化堆焊覆層晶粒。第二,提高原位納米晶體的效能。需要設計性能優化方案,將原位納米晶體更多應用于優化模具型槽工作表面的耐磨性、耐腐蝕性等。