原位自生TiC顆粒對鐵基耐磨堆焊金屬的影響*

賈 華， 劉政軍， 勾 健， 蘇允海

(1. 沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870； 2. 大連海洋大學(xué) 應(yīng)用技術(shù)學(xué)院， 遼寧 大連 116300)

原位自生TiC顆粒對鐵基耐磨堆焊金屬的影響*

賈 華1，2， 劉政軍1， 勾 健1， 蘇允海1

(1. 沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870； 2. 大連海洋大學(xué) 應(yīng)用技術(shù)學(xué)院， 遼寧 大連 116300)

為了研究原位自生TiC顆粒對堆焊層組織與性能的影響，采用藥芯焊絲明弧堆焊方法在Q235鋼表面制備了Fe-Cr-Ti-C堆焊合金.利用X射線衍射儀、掃描電子顯微鏡、洛氏硬度計和濕砂磨損試驗機對堆焊合金進(jìn)行了分析.結(jié)果表明，加入的Ti元素可在堆焊層中原位生成TiC硬質(zhì)相顆粒，并促進(jìn)M7C3硬質(zhì)相的生成，從而起到細(xì)化晶粒的作用.當(dāng)生成的TiC和M7C3硬質(zhì)相數(shù)量較多且彌散分布于金屬基體中時，這些硬質(zhì)相可起到相應(yīng)的抗磨骨架作用，從而提高了堆焊金屬的耐磨性.當(dāng)藥芯焊絲中Ti元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時，堆焊層性能最佳，其硬度值為61.6 HRC，磨損量為0.390 4 g.

藥芯焊絲； TiC顆粒； 堆焊金屬； 顯微組織； 硬度； 耐磨性； 硬質(zhì)相； 原位自生

磨損是金屬材料失效破壞的主要形式之一，也是工業(yè)生產(chǎn)中材料和能源消耗的主要根源[1].在實際生產(chǎn)中減少磨損可以通過改善零件的服役條件和設(shè)法提高零件本身的抗磨能力來實現(xiàn)，但是在大多數(shù)情況下機械設(shè)備的惡劣服役條件很難改善，因而只能設(shè)法提高零件本身的耐磨能力.Fe-Cr-C堆焊合金的性價比較高，但是所生成的M7C3硬質(zhì)相脆硬傾向較大，因而單純依靠增加M7C3硬質(zhì)相的數(shù)量來提高材料的耐磨性是不可取的[2-3].Ti元素在金屬中能夠細(xì)化晶粒并可與C元素生成TiC硬質(zhì)相.TiC硬質(zhì)相的硬度較高，性能較為穩(wěn)定，且可彌散分布于鐵基合金中，因而可以顯著提高堆焊金屬的耐磨性[4].

目前，有關(guān)通過原位合成TiC硬質(zhì)相來提高工件表面耐磨性的研究較多[5-6]，但是采用自熔合金粉末熔覆工藝時，飛濺較大，合金利用率較低，不能實現(xiàn)全機械自動化.利用藥芯焊絲制備堆焊層，不僅可以實現(xiàn)全機械自動化，而且通過自保護(hù)方式可以明顯減少飛濺，提高合金過渡系數(shù).本文研制了Fe-Cr-Ti-C合金體系的熔渣自保護(hù)藥芯焊絲，通過調(diào)整藥粉中Ti元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，改變M7C3和TiC硬質(zhì)相的數(shù)量、形貌和分布，提高了堆焊層性能，并探討了Ti元素對堆焊層組織和耐磨性的影響機理.

1 材料與方法

藥芯焊絲由鋼帶和藥粉組成.選用H08A鋼帶，其尺寸為10 mm×0.3 mm，其成分如表1所示.藥粉由高碳鉻鐵(Cr和C質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為60.6%和8.24%)、鈦鐵(Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%)、石墨(純度為99.5%)和鐵粉(純度大于99%)等粉末組成，并添加CaF2、CaO、Al2O3和Al粉末作為造渣劑.經(jīng)過篩選、烘干去除水分后，將藥粉混合并攪拌均勻.采用藥芯焊絲成型機經(jīng)軋制、逐步減徑和拉拔處理制成直徑為2.8 mm的藥芯焊絲，包粉率控制在45%以內(nèi).當(dāng)進(jìn)行相應(yīng)試驗時，藥粉中C和Cr元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(分別為6%和20%)保持不變，同時改變Ti元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(分別為4%、5%、6%、7%和8%)，不足成分由還原鐵粉補充，制備得到具有不同Ti含量的藥芯焊絲.

表1 H08A鋼帶的成分(w)

堆焊前將尺寸為100 mm×80 mm×12 mm的基體Q235鋼表面進(jìn)行打磨處理并利用丙酮進(jìn)行清洗.采用交流埋弧焊機在金屬基體表面進(jìn)行明弧堆焊試驗，堆焊層數(shù)為3層.在堆焊過程中電弧電壓為25～30 V，焊接電流為180～200 A，焊接速度為15 mm/min.焊后焊縫表面會產(chǎn)生少許熔渣，空冷到室溫后渣殼會自動脫落，故無需清渣.

堆焊結(jié)束后，利用砂輪將焊縫表面打磨平整并切割制成金相試樣、硬度試樣和磨損試樣.采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察堆焊層的顯微組織；采用洛氏硬度計測量堆焊層的硬度；選取石英砂作為磨料，利用濕砂磨損試驗機進(jìn)行磨損試驗.在磨損試驗中膠輪轉(zhuǎn)速為240 r/min，膠輪直徑為150 mm，膠輪表面壓力為1.5 MPa，磨損時間為3 min.利用分析天平分別測量磨損前后試樣的質(zhì)量，并計算試樣的磨損量.

2 結(jié)果與分析

2.1 堆焊層的成分

圖1為藥芯焊絲中Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時堆焊層的XRD圖譜.由圖1可見，堆焊層主要由馬氏體、奧氏體、M7C3(M代表Fe和Cr元素)、TiC和Ti2N相組成.

圖1 Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時堆焊層的XRD圖譜

圖2為Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時堆焊層的顯微組織.對圖2中A、B和C點進(jìn)行EDS分析，結(jié)果如表2所示.結(jié)合圖2和表2可知，形似晶界的長條狀網(wǎng)狀組織中A點處Fe和Cr元素的含量較高，C元素次之，判斷該處形成的是M7C3硬質(zhì)相.由圖2可見，堆焊層中M7C3硬質(zhì)相呈斷續(xù)網(wǎng)狀分布于初生奧氏體枝晶間，而未出現(xiàn)典型的六角狀形貌，這主要是由于該堆焊合金屬于典型亞共晶組織，當(dāng)溫度冷卻到液相線以下時，首先要從熔體中結(jié)晶析出初生奧氏體.隨著初生奧氏體晶粒的不斷長大，Cr和C元素開始向周圍液相富集，當(dāng)Cr和C元素在剩余液體中達(dá)到過飽和濃度時，才能在奧氏體晶界處析出M7C3碳化物，因而M7C3硬質(zhì)相呈現(xiàn)不連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[7].堆焊層灰色區(qū)域組織中B點處Fe元素含量最高，Cr元素次之，之后為C元素，結(jié)合圖1可以判斷該組織為基體相.對圖2中黑色點狀顆粒組織中的C點進(jìn)行EDS分析時發(fā)現(xiàn)，Ti元素和C元素的含量較高，其余元素含量極低，由此判斷該黑色組織為TiC硬質(zhì)相.由圖2還可以觀察到，大部分TiC硬質(zhì)相呈孤立的點狀、十字狀或短桿狀分布在基體組織中，且少部分TiC硬質(zhì)相可在熔池凝固過程中充當(dāng)形核質(zhì)點.

圖2 Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時堆焊層的顯微組織

表2 堆焊層的EDS分析結(jié)果(w)

2.2 堆焊層的顯微組織

圖3為不同Ti元素含量下堆焊層的顯微組織.

由圖3a、b可見，當(dāng)Ti元素含量較少時，生成的TiC硬質(zhì)相數(shù)量很少，而M7C3硬質(zhì)相數(shù)量較多.這是由于當(dāng)Ti元素含量較少時，部分Ti元素固溶在基體組織中，還有部分Ti元素在堆焊過程中發(fā)生燒損，再加上母材對Ti元素的稀釋等原因，使得堆焊層中Ti元素濃度相對較低，基本未能形成黑色TiC硬質(zhì)相.不過固溶于基體組織中的Ti元素可以作為M7C3硬質(zhì)相的形核核心，從而促進(jìn)M7C3硬質(zhì)相的形成.由圖3c、d可見，隨著Ti元素含量的增加，黑色TiC硬質(zhì)相數(shù)量明顯變多，且彌散分布于基體組織中.這是由于Ti元素的加入可以促進(jìn)Ti與C元素結(jié)合生成TiC硬質(zhì)相.從熱力學(xué)角度分析，依據(jù)堆焊層中主要硬質(zhì)相生成反應(yīng)方程和吉布斯自由能的變化關(guān)系可知，在300～2 000 K的堆焊溫度范圍內(nèi)吉布斯自由能為負(fù)，反應(yīng)能夠自發(fā)進(jìn)行，因而在高溫熔池中TiC和M7C3硬質(zhì)相可以穩(wěn)定存在.同時，在上述溫度區(qū)間內(nèi)生成的TiC硬質(zhì)相需要的吉布斯自由能要比生成M7C3硬質(zhì)相需要的自由能小，因而在堆焊過程中相比M7C3硬質(zhì)相TiC硬質(zhì)相會優(yōu)先形核并長大[8-9].先形核的TiC硬質(zhì)相也可以作為M7C3硬質(zhì)相的形核核心，促進(jìn)M7C3硬質(zhì)相的形成.TiC和M7C3硬質(zhì)相都具有很高的顯微硬度，且TiC硬質(zhì)相的硬度比M7C3硬質(zhì)相還要高.TiC和M7C3硬質(zhì)相彌散分布于堆焊層中，能夠有效地提高堆焊層表面的宏觀硬度.由圖3e可見，當(dāng)Ti元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%時，堆焊層中TiC硬質(zhì)相數(shù)量明顯增多，尺寸變大，且出現(xiàn)了TiC顆粒大范圍聚集現(xiàn)象.這是由于藥芯焊絲配方中C元素含量是一定的，隨著Ti元素含量的增加，會產(chǎn)生Ti與其他元素(如Cr元素)爭搶C元素的現(xiàn)象.若堆焊層中TiC硬質(zhì)相數(shù)量增多，生成的TiC顆粒就會聚集在晶界處，M7C3硬質(zhì)相數(shù)量則會存在一定程度的減少.TiC顆粒硬而脆，若在晶界周圍大量聚集可能會得不到基體的有效保護(hù)，在磨損過程中容易發(fā)生脫落，因而不利于耐磨性的提高.

圖3 不同Ti元素含量下堆焊層的顯微組織

2.3 堆焊層的耐磨性能

圖4為Ti元素含量對堆焊層性能的影響曲線.由圖4可見，當(dāng)Ti元素含量由4%增加到7%時，堆焊層的磨損量和硬度大致呈反比關(guān)系，即硬度越大，磨損量越小.但當(dāng)Ti元素含量為8%時，堆焊層的磨損量卻呈現(xiàn)出增加趨勢.產(chǎn)生這種現(xiàn)象的主要原因是在熔池反應(yīng)階段，當(dāng)Ti元素含量較少時，其濃度達(dá)不到形成足量硬質(zhì)相的條件，再加上母材的稀釋作用進(jìn)一步降低了熔池中Ti元素的濃度，形成的硬質(zhì)相數(shù)量較少，因而堆焊層的磨損量偏大.總體而言，隨著Ti元素含量的增加，Ti與C元素優(yōu)先結(jié)合形成TiC硬質(zhì)相，并作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)M7C3硬質(zhì)相的形成，使得堆焊層的硬度和耐磨性增加.但是當(dāng)合金元素添加量過多時，由于Ti與C元素具有較強的結(jié)合能力，使得熔池中C元素的濃度下降，影響鉻碳化物的形成，并使鉻碳化物的數(shù)量和形態(tài)都受到較大影響.同時，添加過多的合金元素還會使熔池流動性變差，形成的硬質(zhì)相來不及擴散而呈現(xiàn)偏聚分布，在磨損過程中會導(dǎo)致瞬時應(yīng)力的產(chǎn)生與耐磨框架的團聚失效，甚至?xí)?dǎo)致硬質(zhì)相的脆性斷裂與剝落.添加過多的合金元素時形成的硬質(zhì)相會在磨損過程中對堆焊層表面產(chǎn)生二次磨損，也會導(dǎo)致磨損量隨之增大.此外，由圖4可知，當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到7%時，堆焊層的力學(xué)性能最佳，其硬度達(dá)到61.6 HRC，且磨損量為0.390 4 g.

圖4 Ti元素含量對堆焊層性能的影響

2.4 堆焊層的磨損形貌

圖5為不同Ti元素含量下堆焊層的磨痕形貌.

圖5 不同Ti元素含量下堆焊層的磨痕形貌

由圖5a可見，當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7%時，堆焊層的磨痕相對較淺，密度較低，耐磨性較好.這主要是由于當(dāng)Ti元素的加入量合適時，能夠生成較多數(shù)量的M7C3和TiC硬質(zhì)相，且生成的硬質(zhì)相彌散分布于基體中，當(dāng)基體組織被磨掉時，彌散分布的硬質(zhì)相可起到相應(yīng)的耐磨骨架作用，從而提高了堆焊金屬的耐磨性.由圖5b可見，當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%時，堆焊層中出現(xiàn)許多點狀和短粗線狀的粗犁溝深劃痕，這些劃痕的產(chǎn)生主要是由于偏聚的TiC硬質(zhì)相未得到基體組織和耐磨框架的支撐保護(hù)，因而在磨損過程中發(fā)生脫落的緣故.脫落后的細(xì)小硬質(zhì)相顆粒不但會對堆焊層造成二次磨損，硬質(zhì)相顆粒留下的細(xì)小坑洞也會成為磨損端點[10].另外，部分未完全脫落的硬質(zhì)相顆粒鑲嵌在基體組織中，在外力作用下緩慢滑動，可對堆焊層進(jìn)行深度切削.若未完全脫落的硬質(zhì)相顆粒在基體組織中鑲嵌較為結(jié)實時，磨料會在外界應(yīng)力作用下從顆粒兩側(cè)劃過，這也會導(dǎo)致堆焊層中不規(guī)則磨痕和較粗犁溝的產(chǎn)生.因此，只有當(dāng)Ti元素含量適當(dāng)時，才能保證堆焊層中形成的基體組織和硬質(zhì)相的比例適中，堆焊層的抗磨損性能也才能達(dá)到最佳.

3 結(jié) 論

通過以上試驗分析可以得到如下結(jié)論：

1) 藥芯焊絲中添加Ti元素后，堆焊層中可原位生成TiC硬質(zhì)相，并可促進(jìn)M7C3硬質(zhì)相的生成，起到細(xì)化晶粒的作用.當(dāng)生成的TiC和M7C3硬質(zhì)相較多且彌散分布于金屬基體中時，硬質(zhì)相可以起到相應(yīng)的耐磨骨架作用，從而提高堆焊金屬的耐磨性.

2) 隨著Ti元素的加入，生成的黑色TiC顆粒不斷增多，堆焊金屬的性能得到改善.當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到7%時，堆焊層的力學(xué)性能最佳，其硬度達(dá)到61.6 HRC，且磨損量為0.390 4 g.

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(責(zé)任編輯：尹淑英 英文審校：尹淑英)

Effect of in-situ synthesis TiC particles on iron based wear resistant surfacing metal

JIA Hua1,2, LIU Zheng-jun1, GOU Jian1, SU Yun-hai1

(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China; 2. Applied Technology College, Dalian Ocean University, Dalian 116300, China)

In order to study the influence of in-situ synthesis TiC particles on microstructure and properties of surfacing layer, the Fe-Cr-Ti-C surfacing alloy was prepared on the surface of Q235 steel with the flux cored arc surfacing method. The surfacing alloy was characterized with X ray diffractometer(XRD), scanning electron microscope(SEM)and wet sand wear testing machine. The results show that the addition of Ti element can generate TiC hard phase particles with the in-situ synthesis mode in the surfacing layer, and promote the formation of M7C3hard phase, which can play the role of refining grain size. When the amounts of the generated TiC and M7C3hard phases are large and the hard phases disperse in the metal matrix, the hard phases can play the role of corresponding wear resistant skeleton, and thus the wear resistance of surfacing metal gets enhanced. When the mass fraction of Ti element in the cored wire is 7%, the surfacing layer has the optimal performance, the hardness value of surfacing layer is 61.6 HRC, and the wear loss is 0.390 4 g.

flux-cored wire; TiC particle; surfacing metal; microstructure; hardness; wear resistance; hard phase; in-situ synthesis

2016-09-05.

遼寧省教育廳科學(xué)研究一般項目(L2015075).

賈 華(1983-)，女，遼寧錦州人，講師，博士生，主要從事焊接材料冶金及表面強化等方面的研究.

10.7688/j.issn.1000-1646.2017.03.07

TG 455

A

1000-1646(2017)03-0275-05

*本文已于2017-03-28 17∶02在中國知網(wǎng)優(yōu)先數(shù)字出版. 網(wǎng)絡(luò)出版地址： http：∥www.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20170328.1702.008.html