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(ài)國(guó)

摘要：采用藥芯焊絲明弧自保焊技術(shù)在Q235C低碳鋼基體上進(jìn)行了雙層耐磨堆焊，采用強(qiáng)制冷卻技術(shù)對(duì)M7C3碳化物的生長(zhǎng)方向進(jìn)行了控制，制備出了定向生長(zhǎng)碳化鉻堆焊復(fù)合耐磨板。采用光學(xué)顯微鏡、硬度儀、針盤(pán)磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)耐磨板堆焊層的的顯微組織、硬度和耐磨性能進(jìn)行了測(cè)試分析。結(jié)果表明，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(guò)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。通過(guò)強(qiáng)制冷卻技術(shù)控制，第二堆焊層中M7C3碳化物的生長(zhǎng)方向垂直于堆焊表面，有利于提高堆焊層的耐磨性，針盤(pán)磨損試驗(yàn)中磨損失重僅為作為對(duì)比試樣的Q235C基體的1/30。在磨煤機(jī)筒體防磨板上的實(shí)際使用結(jié)果顯示，其使用壽命達(dá)到某市售堆焊耐磨板的3倍。

關(guān)鍵詞：耐磨板; 堆焊; 碳化鉻; 定向生長(zhǎng)

中圖分類(lèi)號(hào)：TG 455

Abstract：Low carbon steel Q235C plates were hardfaced with cored wires， as well as self-shielded open arc. Growth orientation of M7C3 carbides was controlled with forced cooling. Double-layered overlays with orientated chromium carbide were produced on the substrate. Microstructures， hardness and wear resistance of the overlay were analyzed with optical microscope， hardness tester and pin-on-disk wear tester. The results showed that composition of the first overlay was hypoeutectic and its microstructure consisted of martensite with residual austenite and eutectic microstructure. Composition of the second overlay was hypereutectic， and its microstructures consisted of primary carbides M7C3 and eutectic microstructures. Hardness of the overlays increased from the fusion boundary to the surface of the second overlay. Hardness of the surface of the overlay was 60.2 HRC. Controlled with forced cooling technology， growth orientation of M7C3carbides in the second overlay was perpendicular to the surface. Wear resistance of the overlay was increased with orientated-growing M7C3carbides， and wear loss in the pin-on-disk test was only 1/30 of that of the Q235C substrate. Application in coal mill barrel showed that its life was 3 times of a certain commercially availablehardfaced composite plate.

Key words： wear resistant plate; hardfacing; chromium carbide; orientated growth

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(wèn)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，F(xiàn)e））;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(lèi)、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(guò)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(méi)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?？紤]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2.8 mm的明弧自保護(hù)藥芯焊絲，成分見(jiàn)表1。

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(jiàn)表2。

堆焊過(guò)程中，在熔池后方距離焊絲軸線(xiàn)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(guò)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(guān)察，然后對(duì)堆焊層進(jìn)行腐蝕觀(guān)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(pán)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(pán)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(shù)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(shù)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(shù)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(shù)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(guò)共晶成分，冷卻時(shí)首先析出初生碳化物M7C3，由于堆焊過(guò)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?，即垂直于堆焊表面。在M7C3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。

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?？梢钥闯觯瑥娜酆蠀^(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。

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(shù)枝晶奧氏體，再結(jié)晶出共晶混合物。盡管在后續(xù)冷卻過(guò)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(guò)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?？梢钥闯觯卺槺P(pán)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。

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。

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(guò)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。

參考文獻(xiàn)

[1] 陳宸. Cr7 C3增強(qiáng)鐵基耐磨板在重介質(zhì)選煤系統(tǒng)中的應(yīng)用研究[J]. 中國(guó)煤炭， 2010，36（10）：89-91.

[2] 唐琳琳. 明弧堆焊高鉻耐磨板研究及應(yīng)用[J]. 中州煤炭， 2011，（1）：12-13.

[3] 王盟，劉淑良，唐琳琳. 硬堆焊耐磨板的特性及在選煤廠(chǎng)溜槽中的應(yīng)用[J]. 煤炭加工與綜合利用， 2010（6）：32-33.

[4] Coronado J J. Effect of （Fe，Cr）7C3 carbide orientation on abrasion wear resistance and fracturetoughness[J]. Wear， 2011， 270（3）：287-293.

[5] 李鐵英. 焊接材料對(duì)碳化鉻堆焊復(fù)合鋼板耐磨性能的影響[J]. 焊接技術(shù)， 2014，43（7）：48-51.

[6] Dogan O N， Hawk J A. Effect of carbide orientation on abrasion of high Cr white cast iron[J]. Wear， 1995（189）：136-142.

[7] 楊紹斌，董偉，徐曉辰，等. Fe-Cr-C系堆焊耐磨材料的研究現(xiàn)狀與展望[J]. 材料導(dǎo)報(bào)， 2012，26（2）：96-100.

[8] 袁有錄，李鑄國(guó).柱狀碳化物（Cr， Fe）7C3增強(qiáng)Fe基涂層的摩擦磨損性能[J]. 材料研究學(xué)報(bào)， 2013，27（6）：622-630.

[9] Wang Z H，Wang Q B， Cui L， et al. Influence of cooling rate and composition onorientation of primary carbides of Fe-Cr-C hardfacing alloys[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2008， 13（7）：656-662.