Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的組織和耐磨性能

韓麗梅，李 麗，田 猛

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，張家港 215625)

0 引 言

熱軋連機(jī)組卷曲側(cè)導(dǎo)板裝置在冷熱交替、復(fù)雜應(yīng)力、滑動(dòng)摩擦條件下服役一段時(shí)間后，其工作表面會(huì)出現(xiàn)磨損、斷裂等問(wèn)題。為降低側(cè)導(dǎo)板的生產(chǎn)成本并延長(zhǎng)使用壽命，常采用堆焊、激光熔敷等表面技術(shù)對(duì)失效工作表面進(jìn)行修復(fù)[1-2];修復(fù)后的工作表面能夠具有較高的高溫強(qiáng)度、良好的韌性與耐磨性能。目前，國(guó)內(nèi)用于堆焊修復(fù)的焊接材料主要有Cr-Mo系列焊條和藥芯焊絲，其中藥芯焊絲因合金成分調(diào)整方便、熔敷效率高等優(yōu)點(diǎn)而在實(shí)際生產(chǎn)中得到更廣泛的應(yīng)用[3-5]，其合金體系主要包括Cr-Mo-V、Cr-Mo-Nb、Cr-Mo-Ni、Cr-Mo-Ni-W、Cr-Mo-W-V等。部分學(xué)者指出，高硬度的堆焊金屬并不一定具有優(yōu)良的耐磨性能，耐磨性受堆焊層金屬中合金元素種類和含量、顯微組織粗細(xì)和均勻性、硬質(zhì)相形態(tài)和分布等因素的綜合影響[6-9]。Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲是基于國(guó)外同類焊絲同步開(kāi)發(fā)的堆焊藥芯焊絲，所獲得的堆焊層具有耐磨性能良好、成本較低等特點(diǎn)，但有關(guān)這2種藥芯焊絲在卷曲側(cè)導(dǎo)板堆焊修復(fù)方面的研究及應(yīng)用相對(duì)較少。因此，作者選用Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲對(duì)卷取側(cè)導(dǎo)板用718鋼進(jìn)行堆焊，對(duì)比研究了2種藥芯焊絲堆焊層的顯微組織、硬度及耐磨性能，并探討了耐磨性能的影響因素，擬為這2種藥芯焊絲在卷曲側(cè)導(dǎo)板堆焊修復(fù)中的應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材為尺寸300 mm×200 mm×60 mm的718鋼板，堆焊采用的焊絲為Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲，直徑均為1.6 mm，母材和藥芯焊絲的化學(xué)成分見(jiàn)表1。在母材上開(kāi)U型坡口，打磨清除坡口兩側(cè)各3050 mm范圍內(nèi)的鐵銹、油脂等。采用Power Wave 455M/STT型焊機(jī)進(jìn)行焊前無(wú)預(yù)熱及焊后無(wú)熱處理的氣體保護(hù)堆焊，焊接電流為320350 A，焊接電壓為3036 V，保護(hù)氣體為20%(體積分?jǐn)?shù)，下同)CO2+80%Ar，氣體流量為1220 L·min-1，焊絲干伸長(zhǎng)為18～20 mm。

表1 母材和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

在堆焊層處截取金相試樣，經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光，用由1.5 g CuCl2，33 mL HCl，33 mL H2O組成的1號(hào)卡琳腐蝕劑腐蝕后，采用ZEISS SIGMA型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織，并采用SEM附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。采用Nano Indenter G200型納米壓痕儀對(duì)堆焊層不同組織處的硬度進(jìn)行測(cè)試；采用Tukon 2500型全自動(dòng)維氏硬度計(jì)由堆焊層中心向兩側(cè)取點(diǎn)進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷為49 N，保載時(shí)間為10 s。在堆焊層處截取尺寸為φ4.8 mm×12.7 mm的小圓柱銷試樣，采用MMW-1型立式萬(wàn)能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行干摩擦磨損試驗(yàn)，對(duì)磨盤為尺寸φ31.7 mm×φ16 mm×10 mm的淬火45鋼，試驗(yàn)載荷為200 N，摩擦轉(zhuǎn)速為300 r·min-1，摩擦?xí)r間為30 min；試驗(yàn)后，用酒精超聲清洗試樣，采用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察磨損形貌。使用精度0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣的質(zhì)量，通過(guò)計(jì)算單位長(zhǎng)度滑動(dòng)距離的磨損量，即磨損率來(lái)表征材料的耐磨性能，計(jì)算公式為

v=(mt-m0)/l

(1)

式中：v為試樣的磨損率，g·m-1；mt為試樣磨損后的質(zhì)量，g；m0為試樣磨損前的質(zhì)量，g；l為試驗(yàn)過(guò)程中試樣的滑動(dòng)距離，m。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可知，采用Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲對(duì)母材進(jìn)行堆焊后，堆焊層均與母材熔合良好，未發(fā)現(xiàn)氣孔、夾渣、裂紋等焊接缺陷。

2.2 顯微組織

由圖2可以看出：Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，其中殘余奧氏體呈長(zhǎng)條狀、小圓塊狀分布在馬氏體板條之間；Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體、較多鐵素體、極少殘余奧氏體組成，其中鐵素體和奧氏體分別呈長(zhǎng)條狀和小圓塊狀分布在馬氏體板條之間，同時(shí)鐵素體相內(nèi)伴有細(xì)小的塊狀和球狀碳化物析出。與Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層相比，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層組織中的馬氏體板條更細(xì)小，板條間距更小,且板條無(wú)方向性，晶界角度多為大角度。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲與Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲均為高合金體系焊絲，在快速連續(xù)冷卻的堆焊過(guò)程中，主要發(fā)生非擴(kuò)散性馬氏體相變，因此堆焊層基體的顯微組織主要為馬氏體。同時(shí)，焊接是一個(gè)非平衡凝固結(jié)晶過(guò)程，具有不同合金體系的兩種藥芯焊絲的焊接熔池會(huì)發(fā)生非平衡元素?cái)U(kuò)散、溶質(zhì)再分配、多種相變等過(guò)程，導(dǎo)致堆焊層呈現(xiàn)不同的組織形態(tài)。

圖1 不同藥芯焊絲堆焊層的宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire and (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire

圖2 不同藥芯焊絲堆焊層的顯微組織Fig.2 Microstructures of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at low magnification; (b) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at medium magnification; (c) Cr-Mo-Ni flux cored wire, at high magnification; (d) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at low magnification; (e) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at medium magnification and (f) Cr-Mo-W-V flux cored wire, at high magnification

2種藥芯焊絲的主要合金元素鉻、鉬、鎳、鎢、釩均可降低馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度，推遲馬氏體相變，使殘余奧氏體數(shù)量增多；而同時(shí)鉻、鉬、鎢、釩作為強(qiáng)碳化物形成元素，易形成難溶于奧氏體的合金碳化物，促進(jìn)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變分解，使殘余奧氏體量減少。圖3中點(diǎn)1和點(diǎn)3位于奧氏相上，點(diǎn)2位于鐵素體+碳化物上。由圖3和表2可知，在Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲中，奧氏體化形成元素鎳提高了富碳奧氏體的穩(wěn)定性，少量富碳奧氏體在相變過(guò)程中未發(fā)生轉(zhuǎn)變分解而被保留下來(lái)，以殘余奧氏體的形態(tài)分布在馬氏體板條中；Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲中的鎢、釩元素能夠促使在相變過(guò)程中富碳奧氏體發(fā)生非平衡溶質(zhì)再分配，鎢、釩與碳元素結(jié)合而析出合金碳化物，導(dǎo)致大部分富碳奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體+碳化物，只有極少部分富碳奧氏體未發(fā)生轉(zhuǎn)變而保留下來(lái)。

2.3 硬 度

由圖4可以看出：Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度遠(yuǎn)高于Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的，二者的平均硬度分別為571，519 HV。2種藥芯焊絲堆焊層的硬度產(chǎn)生較大差異的原因在于合金體系的不同使得各堆焊層具有不同的組織形態(tài)及含量。Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中的馬氏體板條間分布著數(shù)量較多的鐵素體+碳化物；采用納米壓痕儀測(cè)得鐵素體+碳化物、殘余奧氏體、馬氏體的平均硬度分別為2.88，3.92，7.01 GPa，可知鐵素體+碳化物的硬度低于馬氏體和殘余奧氏體的。因此，由馬氏體和少量殘余奧氏體組成的Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度高于主要由馬氏體、鐵素體+碳化物和極少殘余奧氏體組成的Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的。

圖3 不同藥芯焊絲堆焊層的EDS分析位置Fig.3 EDS analysis positions of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire, austenite; (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire, ferrite and carbide and (c) Cr-Mo-W-V flux cored wire, austenite

圖5 不同藥芯焊絲堆焊層的磨損形貌Fig.5 Wear morphology of different flux cored wire surfacing layers: (a) Cr-Mo-Ni flux cored wire and (b) Cr-Mo-W-V flux cored wire

表2 圖3中不同位置的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖4 不同藥芯焊絲堆焊層的硬度分布曲線Fig.4 Hardness distribution curves of different flux cored wire surfacing layers

2.4 耐磨性能

母材、Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損率分別為11.858 7×10-8，3.641 5×10-8，2.970 7×10-8g·m-1?？芍?，與母材相比，藥芯焊絲堆焊層具有良好的耐磨性能，且Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的耐磨性能優(yōu)于Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度比Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的高，說(shuō)明在不同合金體系中，材料的高硬度不是評(píng)判高耐磨性的唯一標(biāo)準(zhǔn)。

由圖5可知，Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損機(jī)制均主要以黏著磨損為主，磨粒磨損為輔。Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的磨損表面較平整，塑性變形較小，局部存在較淺的犁溝，并伴有較多的金屬黏著；而Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損表面較粗糙，塑性變形較大，表面均勻分布著犁溝，并伴有少量的金屬黏著與脫落。在Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中，鎢、釩元素的加入可細(xì)化晶粒組織，使堆焊層獲得板條間距細(xì)小、無(wú)方向性的馬氏體基體組織；鎢、釩與碳元素在鐵素體組織中結(jié)合而彌散析出大量的碳化物，在干滑動(dòng)摩擦過(guò)程中鐵素體組織中彌散析出的合金碳化物可作為硬質(zhì)相起到耐磨質(zhì)點(diǎn)的作用，而強(qiáng)韌性較好的板條馬氏體組織又為合金碳化物提供良好的支持。在載荷和摩擦熱的作用下，具有這種組織的Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層雖然會(huì)產(chǎn)生較大的塑性變形，但不易發(fā)生大面積撕裂脫落，因此Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損率較低。綜上所述，堆焊層的耐磨性能取決于合金元素體系，是基體組織形貌、含量、性能，硬質(zhì)相含量、形態(tài)、分布、性能等綜合作用的結(jié)果，其中硬質(zhì)相的固有性能是保證堆焊層具有良好耐磨性能的重要原因之一。

3 結(jié) 論

(1) Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的顯微組織由馬氏體、較多鐵素體和極少殘余奧氏體組成，鐵素體內(nèi)存在細(xì)小的塊狀和球狀碳化物；與Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆層相比，Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層中馬氏體板條更細(xì)小，板條間距更小，且板條無(wú)方向性。

(2) Cr-Mo-Ni系藥芯焊絲堆焊層的硬度高于Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的，其耐磨性能比Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的差；Cr-Mo-Ni系和Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層的磨損機(jī)制均主要以黏著磨損為主、磨粒磨損為輔； Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲中的鎢、釩元素可細(xì)化馬氏體組織，同時(shí)可與碳元素形成難溶于奧氏體的合金碳化物，促進(jìn)富碳奧氏體分解成鐵素體與碳化物，碳化物作為硬質(zhì)相具有較高的耐磨性，使得Cr-Mo-W-V系藥芯焊絲堆焊層具有更優(yōu)異的耐磨性能。