退火溫度對(duì)NM360耐磨鋼堆焊層組織與性能的影響

鄧漢忠，孟祥峰

（1.遼寧工程技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，阜新123000；2.遼寧工程職業(yè)學(xué)院機(jī)械工程系，鐵嶺112000）

0 引 言

近年來(lái)，現(xiàn)代化高產(chǎn)高效礦井不斷涌現(xiàn)，大功率、高可靠性煤機(jī)裝備已成為煤礦生產(chǎn)的主要技術(shù)支撐。刮板輸送機(jī)作為重要的設(shè)備要求每小時(shí)過(guò)煤量大于2 000t，整套設(shè)備尤其是中部槽過(guò)煤總量超過(guò)1 000萬(wàn)t，這對(duì)中部槽的綜合性能提出了新的挑戰(zhàn)，中部槽底板、中板開(kāi)始采用超高強(qiáng)度耐磨鋼［1］，如 K360、NM360、JEF-EH400、JEF-EH450等。中部槽是刮板輸送機(jī)的關(guān)鍵部件，貨載（煤和矸石）、刮板和鏈條均在中部槽中滑行，使中部槽主要因磨損［2-3］而過(guò)早失效。近年來(lái)許多學(xué)者對(duì)磨損較嚴(yán)重的中部槽中板進(jìn)行了堆焊修復(fù)研究［4-8］，他們采用的焊接方法多為手工電弧堆焊和CO2氣體保護(hù)堆焊，焊接材料一般采用D132、D172堆焊焊條和ER50系列焊絲，但采用D132焊條和ER50系列焊絲進(jìn)行堆焊后的堆焊層硬度較低，耐磨性較差，而采用D172焊條進(jìn)行堆焊后的堆焊層雖然具有較高的耐磨性，但其硬度較高，會(huì)對(duì)圓環(huán)鏈造成較為嚴(yán)重的磨損，不能達(dá)到提高刮板運(yùn)輸機(jī)使用壽命的目的。此外，還有一些研究人員采用等離子體熔覆技術(shù)在中板上熔覆合金復(fù)合涂層來(lái)提高中板的使用壽命［9-11］。

為了進(jìn)一步提高堆焊層的耐磨性并降低其對(duì)圓環(huán)鏈的磨損，堆焊層的硬度需控制在一定范圍之內(nèi)［12］，若采用強(qiáng)度與硬度較高的焊接材料進(jìn)行堆焊后，能否通過(guò)適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥?lái)降低堆焊層硬度并提高其韌性是研究人員追求的目標(biāo)。為此，作者采用手工電弧堆焊的方法，選用D507MoNb焊條對(duì)刮板運(yùn)輸機(jī)中部槽中板用NM360耐磨鋼（磨損后）進(jìn)行堆焊修復(fù)，然后在不同溫度下進(jìn)行退火處理，分析了退火溫度對(duì)堆焊層組織與性能的影響，為正確制定修復(fù)NM360耐磨鋼的堆焊工藝提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用NM360耐磨鋼由舞陽(yáng)鋼鐵公司生產(chǎn)，其熱處理工藝為淬火＋高溫回火，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為 0.20C，0.60Si，1.6Mn，1.0Cr，0.025P，0.015S，0.8Ni，0.5Mo，0.004B。

將NM360鋼板切割成1 600mm×160mm×40mm的試樣，為模擬中板的磨損情況，在其表面加工出90°坡口，如圖1所示。堆焊前用鋼絲輪或鋼絲刷清除待焊區(qū)的塵土、油、鐵銹等，再用手磨機(jī)或軟軸砂輪打磨拋光。清理完畢后采用ZXG1-250型手工電弧焊直流焊機(jī)沿堆焊試樣長(zhǎng)度方向進(jìn)行單道堆焊。堆焊材料為D507MoNb堆焊焊條，焊條規(guī)格為φ4mm×400mm，其化學(xué)成分見(jiàn)表1，焊接電流為130A，直流反接，焊接速度為0.5mm·s-1。堆焊完成后，將試樣分別于200，400，600℃進(jìn)行退火處理，時(shí)間為1h，然后空冷。

圖1 堆焊試樣坡口示意Fig.1 Schematic diagram of surfacing welding groove sample

表1 D507MoNb焊條的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of D507MoNb electrode（mass） %

1.2 試驗(yàn)方法

將退火前后的堆焊層試樣打磨拋光后，采用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕，然后采用XJL-024型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；采用JB-30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣采用夏比V型缺口，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，結(jié)果取5個(gè)試樣的平均值；采用SSX-550型掃描電鏡（SEM）觀察沖擊斷口形貌；采用HR-150A型洛氏硬度計(jì)測(cè)硬度，取7點(diǎn)的平均值；采用線切割制備為φ6mm×20mm的磨損試樣，在ML-10型磨料磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行磨損試驗(yàn)，磨料為P360水磨砂紙，載荷為9.8N，磨損時(shí)間為4min，采用式（1）計(jì)算相對(duì)耐磨性ε，用其來(lái)評(píng)價(jià)試樣的耐磨性；采用精度為0.1mg的FA1604B型電子天平稱量試樣磨損前后的質(zhì)量。

式中：Δm0為母材試樣的磨損量；Δm為堆焊層試樣的磨損量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)組織的影響

D507MoNb焊條中的鉬和鈮均為強(qiáng)碳化物形成元素，可形成穩(wěn)定彌散分布的碳化物，這些碳化物具有細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的作用，可提高堆焊層的強(qiáng)度和耐磨性能；同時(shí)，由于鉬和鈮可增加過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，堆焊后熔池以較快的速率冷卻，堆焊金屬發(fā)生馬氏體相變，因此堆焊層組織為馬氏體＋碳化物，如圖2（a）所示。在200℃退火后，堆焊層內(nèi)部原子的活動(dòng)能力有所增強(qiáng)，馬氏體中大部分過(guò)飽和的碳以高度彌散的滲碳體和碳化物形式從馬氏體內(nèi)部析出，馬氏體的過(guò)飽和程度不斷降低，同時(shí)晶格畸變程度也減弱，內(nèi)應(yīng)力降低，形成由過(guò)飽和程度較低的馬氏體和極細(xì)的碳化物所組成的組織，即回火馬氏體，回火馬氏體仍具有較高的硬度，且脆性較小，從圖2（b）中可以看到回火馬氏體兼有板條馬氏體和針狀馬氏體的形貌特征。在400℃退火后，馬氏體的針狀形態(tài)逐漸消失，但仍有少量存在，從過(guò)飽和固溶體中析出的碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀滲碳體（Fe3C），α固溶體中過(guò)飽和的碳已基本完全析出，α-Fe晶格恢復(fù)正常，內(nèi)應(yīng)力基本消除，形成了細(xì)粒狀滲碳體均勻分布在鐵素體基體上的兩相混合物；隨著退火溫度升高，滲碳體顆粒不斷聚集長(zhǎng)大，但其尺寸仍然很細(xì)小，形成了回火屈氏體［13］，其組織特征是鐵素體基體內(nèi)分布著極細(xì)小的粒狀碳化物，針狀形態(tài)已逐漸消失，但仍隱約可見(jiàn)，如圖2（c）所示。在600℃退火后，如圖2（d）所示，在鐵素體基體內(nèi)分布著碳化物（包括滲碳體）球粒的復(fù)合組織，即回火索氏體，其組織特征是由等軸狀鐵素體和細(xì)粒狀碳化物組成的復(fù)相組織，馬氏體片的痕跡已消失，此時(shí)鐵素體中碳的過(guò)飽和度很小，碳化物也為穩(wěn)定型碳化物，常溫下是一種平衡組織［14］。

圖2 退火前后堆焊層的顯微組織Fig.2 Microstructure of hardfacing layer before annealing（a）and after annealing at 200℃（b），400℃（c）and 600℃（d）

2.2 對(duì)硬度的影響

母材的顯微硬度為35.3HRC。從表2中可以看出，退火前硬度最高，隨著退火溫度升高，堆焊層的硬度逐漸降低。這是因?yàn)樵?00℃退火后，堆焊層組織為硬度較高的回火馬氏體；在400℃退火后，馬氏體大多數(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w，回火屈氏體由保持馬氏體形態(tài)的鐵素體和彌散細(xì)粒狀的滲碳體組成，硬度較回火馬氏體的低；在600℃退火后得到的組織為回火索氏體，回火索氏體為多邊等軸鐵素體和粒狀滲碳體的混合物，相變強(qiáng)化作用已完全消失，故而硬度顯著降低。

表2 堆焊層退火前后的硬度Tab.2 Hardness of hardfacing layer before and after annealing HRC

2.3 對(duì)沖擊韌性的影響

母材的沖擊功較低，為4.7J。由表3可以看出，退火后堆焊層沖擊功明顯增大，且隨著退火溫度升高，堆焊層的沖擊功逐漸增大。這是因?yàn)橥嘶鸷?，鐵素體的過(guò)飽和程度降低，晶格畸變程度減弱，組織的內(nèi)應(yīng)力逐漸降低，堆焊層的韌性增加，沖擊功增大。

表3 堆焊層退火前后的沖擊功Tab.3 Impact energy of hardfacing layer before and after annealing J

2.4 對(duì)沖擊斷口形貌的影響

由圖3可以看出，堆焊層退火前的宏觀斷口有相當(dāng)大的變形，整個(gè)斷口凹凸不齊，斷口邊緣有比較大的拉邊；不同溫度退火處理后，宏觀斷口中可見(jiàn)粗糙均勻的纖維區(qū)和剪切唇，且隨退火溫度升高，斷口變形程度增加；由斷口的SEM形貌可以看出，堆焊層退火前的沖擊斷口呈混合型斷裂特征，以河流狀花樣為主且伴有少量韌窩；在不同溫度退火處理后，堆焊層的沖擊斷口均以韌窩為主，而且韌窩大小不一，這是由夾雜物顆粒大小不同造成的。較大尺寸的夾雜物或第二相質(zhì)點(diǎn)作為韌窩的核心形成顯微孔洞，當(dāng)顯微孔洞長(zhǎng)大到一定尺寸后，較小的夾雜物或者第二相質(zhì)點(diǎn)隨著顯微孔洞形成與長(zhǎng)大，與基體發(fā)生脫離形成了大小不一的韌窩［15］。此外，隨退火溫度升高，韌窩數(shù)量增加且尺寸減小。由上述分析可知，堆焊層退火前的韌性較差，退火處理可顯著提高其韌性，且在600℃退火后的韌性最好。

圖3 堆焊層退火前后的沖擊斷口形貌Fig.3 Impact fracture morphology of hardfacing layer before and after annealing：（a），（c），（e）and（g）macrographs；（b），（d），（f）and（h）SEM morphology

2.5 對(duì)耐磨性的影響

由表4可知，隨著退火溫度升高，堆焊層的相對(duì)耐磨性逐漸降低；在200℃退火后的堆焊層具有最佳的耐磨性，其相對(duì)耐磨性為1.327（為母材的1.327倍）；在600℃退火后，堆焊層的相對(duì)耐磨性與母材的相近，但低于退火前的。200℃退火后的組織為回火馬氏體，回火馬氏體具有較好的韌性，可為堆焊層中的碳化物顆粒提供支撐，使其不易脫落，且回火馬氏體的硬度較高，抵抗磨粒的顯微切削能力較強(qiáng)，故而200℃退火后的堆焊層具有最佳的耐磨性。隨著退火溫度升高，堆焊層的組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w和回火索氏體，硬度與強(qiáng)度下降，抵抗磨粒的顯微切削能力減弱，且容易發(fā)生塑性變形，對(duì)堆焊層中碳化物顆粒的支撐作用減弱，導(dǎo)致其易于脫落，從而使得耐磨性降低。此外，堆焊層退火前的相對(duì)耐磨性為1.048，低于200℃退火的，這主要是由于堆焊后在堆焊層中殘留有較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致磨屑容易形成并脫落。

表4 堆焊層退火前后的相對(duì)耐磨性Tab.4 Relative wear resistance of hardfacing layer before and after annealing

圖4 堆焊層退火處理前后的磨損形貌Fig.4 Wear appearances of hardfacing layer before annealing（a）and after annealing at 200 ℃（b），400 ℃（c）and 600 ℃（d）

由圖4可以看出，在400℃和600℃退火后，堆焊層的磨痕較深且剝離坑大、磨屑多。

3 結(jié) 論

（1）堆焊層退火前的組織為馬氏體＋碳化物；在200，400，600℃退火后，堆焊層的組織分別為回火馬氏體、回火屈氏體及回火索氏體；隨退火溫度升高，α固溶體中的過(guò)飽和程度減小，相變強(qiáng)化程度減弱，堆焊層硬度降低。

（2）母材與退火前的堆焊層具有較低的韌性；退火處理后，堆焊層的韌性顯著增加，沖擊功由退火前的23.2J增至63.7J；隨退火溫度升高，堆焊層沖擊斷口上的纖維區(qū)逐漸增多，韌窩數(shù)量增多，尺寸減小。

（3）200℃退火后，堆焊層的相對(duì)耐磨性最佳，為母材的1.327倍；隨退火溫度升高，堆焊層的耐磨性逐漸下降，但經(jīng)600℃退火后的堆焊層具有與母材相近的耐磨性，這表明退火處理后堆焊層的耐磨性能夠滿足使用要求。

［1］魏鵬.700MPa以上低合金超高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼板焊接工藝研究［J］.工程技術(shù)，2009（9）：298-300.

［2］劉少坤，高基耀，張立海，等.ZG35與35CrMnSiA異種鋼的焊接工藝［J］.金屬加工，2008（18）：61-62.

［3］張超軍，張志民，王宏洋.刮板輸送機(jī)中部槽的耐磨處理［J］.煤礦機(jī)械，2007，28（6）：109-110.

［4］孫元章，鄧漢忠，劉少平，等.K360鋼堆焊合金層組織與抗裂性能［J］.煤炭學(xué)報(bào)，2008，33（9）：1067-1071.

［5］鄧漢忠，王大勇.焊后熱處理對(duì)K360鋼堆焊層組織與性能的影響［J］.煤炭學(xué)報(bào)，2011，36（6）：1036-1040.

［6］張超軍，張志民，王宏洋.刮板輸送機(jī)中部槽的耐磨處理［J］.煤礦機(jī)械，2007，28（6）：109-110.

［7］毛淑芳，過(guò)秉坤，尚慧嶺.刮板輸送機(jī)中部槽堆焊修復(fù)的質(zhì)量特性［J］.煤礦機(jī)械，2012，33（9）：206-207.

［8］鄧漢忠，孫元章，劉少平，等.K360耐磨鋼堆焊合金層的組織與性能［J］.機(jī)械工程材料，2008，32（3）：68-68.

［9］吳玉萍，林萍華，王澤華，等.等離子體熔覆技術(shù)在礦山機(jī)械上的應(yīng)用［J］.金屬熱處理，2004，29（9）：52-55.

［10］吳玉萍.耐磨刮板輸送機(jī)中部槽：中國(guó)，02268432［P］.2003-08-13.

［11］喬金虎，和海燕.等離子熔覆技術(shù)在刮板輸送機(jī)上的應(yīng)用［J］.機(jī)械工程與自動(dòng)化，2009（2）：178-179.

［12］鄧漢忠，張偉強(qiáng)，孫元章，等.對(duì)磨材料硬度對(duì)K360耐磨鋼堆焊層摩擦行為的影響［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2008，22（8）：448-451.

［13］CHEN Y，F(xiàn)ENG F，LIN K，et al.Improvement of center segregation for high carbon steel bloom［J］.Steel Making Conference Proceedings，1996，7（9）：505-517.

［14］ 屈金山.手工電弧堆焊金屬顯微組織分析［J］.機(jī)械工程材料，2007，31（1）：29-34.

［15］ 宋力宏.金屬工藝學(xué)［M］.北京：高等教育出版社，2008：89-93.