熔覆方式對(duì)電弧增材制造高強(qiáng)耐磨層性能的影響

孫高明，柯浩，張備備，黃哲凱，李賢，張文杰，王金鳳

湖北汽車工業(yè)學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖北 十堰 442002

鋼鐵材料廣泛應(yīng)用于車輛、飛機(jī)、輪船等行業(yè)，但由于受腐蝕、磨損、疲勞[1-2]等因素的影響，具有潛在的斷裂風(fēng)險(xiǎn)。由磨損引起的機(jī)械零件和設(shè)備失效占比高達(dá)60% ~ 80%[3]。據(jù)不完全統(tǒng)計(jì)，一個(gè)工業(yè)化國(guó)家每年因摩擦磨損造成的經(jīng)濟(jì)損失約占其國(guó)內(nèi)生產(chǎn)總值的1% ~ 2%[4]，因此研究如何提高材料的耐磨性具有重大意義。

電弧增材制造(wire arc additive manufacturing, WAAM)是一種以焊接技術(shù)為基礎(chǔ)，采用電弧做熱源，使金屬絲、粉等材料熔化并沿一定路徑逐層堆積，最終得到接近產(chǎn)品形狀和尺寸要求的三維金屬坯件的制造技術(shù)。該技術(shù)具有成型效率高、成本低，易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化等優(yōu)點(diǎn)[5-6]，因而被廣泛應(yīng)用。通過電弧增材制造表面高強(qiáng)耐磨層，可有效減少金屬材料損耗，延長(zhǎng)零件的使用壽命，該技術(shù)廣泛應(yīng)用于礦山、煤礦等重工業(yè)領(lǐng)域[7]。國(guó)內(nèi)外專家學(xué)者對(duì)該技術(shù)進(jìn)行了大量研究。薛冰等[8]采用TIG(鎢極氣體保護(hù)焊)電弧熔覆修復(fù)破損失效的低碳鋼零件，修復(fù)后的增材層有高于基體的硬度，耐磨損和耐腐蝕性能均得到改善，實(shí)現(xiàn)了在現(xiàn)場(chǎng)對(duì)破損低碳鋼 零件的表面修復(fù)和強(qiáng)化，滿足再制造的性能要求。李晨星等[9]采用了熱源光譜分析法計(jì)算了TIG 電弧增材熱源的溫度場(chǎng)，發(fā)現(xiàn)隨著增材層數(shù)的增加，電弧的產(chǎn)熱減少，弧柱中心的溫度逐漸降低。張金田等[10]通過數(shù)學(xué)分析方法，建立了能夠準(zhǔn)確預(yù)測(cè)80% Ar + 20% CO2混合氣體保護(hù)下單道單層截面輪廓的全周期余弦函數(shù)模型，為后續(xù)單道多層，多道多層的電弧增材成型控制奠定了基礎(chǔ)。鄒宗軒等[11]研究了W 對(duì)Fe–Cr–C–W–B 系堆焊合金組織和性能的影響，得出W 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.47%時(shí)堆焊層耐磨性最佳的結(jié)論。劉政軍等[12]采用明弧自保護(hù)法制備Fe–Cr–C–B–Nb 系耐磨合金，發(fā)現(xiàn)當(dāng)堆焊層中B 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.21%、Nb 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.44%時(shí)，堆焊合金具有較高的硬度和耐磨性。魏煒等[13]研究了V 對(duì)鐵基碳化鎢耐磨層組織和性能的影響，認(rèn)為V 可以抑制WC 的分解，有效提高了堆焊層的耐磨性。但目前關(guān)于熔覆方式對(duì)熔覆層組織結(jié)構(gòu)和性能影響的研究較少。而在電弧增材制造高強(qiáng)度耐磨層時(shí)，熔覆方式是一個(gè)必選項(xiàng)。本文通過改變焊道覆蓋率，對(duì)比了采用不同熔覆方式所得熔覆層的性能和組織結(jié)構(gòu)，為實(shí)際生產(chǎn)中熔覆方式的選擇提供借鑒。

某零件對(duì)熔覆增材層要求如下：母材應(yīng)具有一定的韌性，顯微硬度在200 HV 左右，厚度約4 mm；表面層應(yīng)具有較優(yōu)的耐磨性，顯微硬度在600 HV 以上，厚度約6 mm?；诖?，本文用Q345 鋼板做基材，直徑1.2 mm 的W 系QD3Cr2W8V 合金藥芯焊絲做熔覆增材層，通過設(shè)計(jì)合理的電弧增材熔覆方案及調(diào)節(jié)工藝參數(shù)來提高增材層的韌性和顯微硬度，以及改善界面層間的結(jié)合性能。

1 實(shí)驗(yàn)

1. 1 材料

所用Q345 鋼和QD3Cr2W8V 合金藥芯焊絲的主要成分見表1。

表1 Q345 鋼和QD3Cr2W8V 合金中主要元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Table 1 Mass fractions of primary elements in Q345 steel and QD3Cr2W8V alloy （單位：%）

1. 2 電弧增材工藝

將Q345 鋼裁剪成1 200 mm × 1 200 mm × 30 mm 大小，通過電弧增材制備熔覆層。采用MAG(熔化極活性氣體保護(hù)焊)氣體保護(hù)半自動(dòng)焊機(jī)和自動(dòng)焊接小車，由微電腦數(shù)字控制，通過熔化焊絲形成滴狀過渡或噴射過渡方式在Q345 鋼表面獲得熔覆層。熔覆工藝參數(shù)為：電流160 ~ 180 A，電壓20 ~ 24 V，保護(hù)氣體流量10 ~ 15 L/min，熔覆速率450 mm/min，干伸長(zhǎng)度16 mm。

設(shè)計(jì)了兩種熔覆方式：方案一如圖1a 所示，單道焊道之間無覆蓋(即搭接率為0%)，第二層在第一層兩焊道的間隙進(jìn)行搭接，堆覆高度逐步增加，直至達(dá)到設(shè)計(jì)的熔覆層高度(8 mm)為止；方案二如圖1b 所示，單道焊道之間有覆蓋，第一層焊道之間的重疊率接近50%(即搭接率為50%)，第二層也是在第一層的兩道焊道間隙處進(jìn)行焊接，層與層之間的熔覆高度增加較為明顯，直至熔覆層高度達(dá)到設(shè)計(jì)要求為止。因采用方案一進(jìn)行熔覆時(shí)每層之間沒有覆蓋，所以要比方案二多熔覆一層才能達(dá)到規(guī)定的熔覆層高度。

圖1 方案一(a)和方案二(b)的熔覆示意圖Figure 1 Schematic diagrams showing the cladding method of Scheme 1 (a) and Scheme 2 (b)

1. 3 性能檢測(cè)

如圖2 所示截取試樣用于各項(xiàng)性能檢測(cè)，沖擊試驗(yàn)樣品A 的尺寸為10 mm × 10 mm × 55 mm，形貌分析和硬度檢測(cè)樣品B 是直徑12 mm、長(zhǎng)10 mm 的圓柱體，摩擦磨損試驗(yàn)樣品C 是直徑4.8 mm、長(zhǎng)13 mm 的圓柱體。

圖2 實(shí)驗(yàn)試樣加工示意圖Figure 2 Schematic diagram of specimens for different property testing

采用重慶奧特MDJ 200 金相顯微鏡和日本電子株式會(huì)社JSM-6510LA 掃描電子顯微鏡對(duì)熔覆試樣進(jìn)行宏觀形貌和微觀組織觀察。

參考《擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)間接檢驗(yàn)用夏比V 型缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣》(GB/T 18658–2018)，如圖3 所示，在熔覆試樣中間部位開1 個(gè)2 mm 深的V 型缺口，采用QJBCS-300J 數(shù)顯擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)不同試樣的沖擊吸收功(Akv)，載荷300 J。由于沖擊試驗(yàn)過程中試樣都斷在缺口處，都屬于解理斷裂，斷口處的橫截面積基本相同，因此可用沖擊吸收功來對(duì)比不同試樣的沖擊韌性。每種試樣分別測(cè)試3 個(gè)平行試樣，取平均值。

圖3 沖擊試樣示意圖(a)和照片(b)Figure 3 Sketch (a) and photo (b) of the sample for impact test

采用美國(guó)Rtec MFT-5000 型多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)熔覆層進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，摩擦副是直徑6 mm 的陶瓷小球，干摩擦，載荷600 N，磨損時(shí)間10 min，使用上海Mettler Toledo AG204 電子天平(精度：0.1 mg)測(cè)量并記錄摩擦磨損試樣試驗(yàn)前后的質(zhì)量m0、m1，采用式(1)計(jì)算磨損率(w)。

根據(jù)《金屬材料 維氏硬度試驗(yàn) 第1 部分：試驗(yàn)方法》(GB/T 4340.1–2009)，采用上海恒一精密儀器有限公司的MHV-2000 型數(shù)字式顯微維氏硬度計(jì)檢測(cè)熔覆層的顯微硬度，載荷10 kg，保壓時(shí)間15 s，選擇合適的水平位置，每次向兩側(cè)移送0.3 mm，測(cè)量10 個(gè)點(diǎn)。

2 結(jié)果與討論

2. 1 采用不同熔覆方案所得試樣的微觀組織結(jié)構(gòu)

觀察兩種方案獲得的復(fù)合板可知其外觀均良好，無明顯缺陷。由圖4 可見，采用不同熔覆方案時(shí)試樣的基材區(qū)、熱影響區(qū)、熔覆區(qū)和熔合區(qū)之間均有明顯的分界線。采用方案一熔覆增材時(shí)，由于第一層焊道間沒有搭接，每層之間只是簡(jiǎn)單的堆垛，因此層間結(jié)合不是很緊密，存在較大的縫隙。采用方案二熔覆增材時(shí)，由于第一層焊道間有搭接，層與層之間的結(jié)合更緊密，層間的組織結(jié)構(gòu)也較均勻。由此可以推測(cè)，方案二所得試樣的堆焊層間結(jié)合力更高。

圖4 分別采用方案一(a)和方案二(b)所得熔覆層焊道分布的宏觀截面形貌Figure 4 Macroscopic morphologies showing the distribution of the coatings clad by Scheme 1 (a) and Scheme 2 (b), respectively

圖5 和圖6 顯示了分別采用方案一和方案二時(shí)所得熔覆試樣各部位的組織特征。從中可知兩種方案熔覆所得試樣的組織分布相近，都由熔覆層、熔合區(qū)和熱影響區(qū)構(gòu)成。熔覆層組織以板條馬氏體為主(見圖5a 和圖6a)，馬氏體組織的硬度比母材Q345 鋼的珠光體組織更高。熔合區(qū)(見圖5b 和圖6b)是熔覆層和熱影響區(qū)的 交界面：顏色較深的一側(cè)為基材熱影響區(qū)，主要由珠光體組織和鐵素體組成；顏色較淺的一側(cè)為熔覆層。熱影響區(qū)(見圖5c 和圖6c)因經(jīng)歷了焊接加熱再冷卻過程，晶粒與母材相比明顯細(xì)化，因此硬度較高。

圖5 采用方案一所得熔覆層的局部放大圖Figure 5 Local magnification of the coating clad by Scheme 1

圖6 采用方案二所得熔覆層的局部放大圖Figure 6 Local magnification of the coating clad by by Scheme 2

兩種方案熔覆試樣各區(qū)域的組織也存在差異，主要表現(xiàn)如下：

1) 在方案一的熔覆層中，板條馬氏體分布均勻，晶胞內(nèi)枝晶生長(zhǎng)均勻、有規(guī)律，晶界明顯。而在方案二的熔覆層中，晶胞內(nèi)枝晶呈現(xiàn)無規(guī)律生長(zhǎng)，相互之間交錯(cuò)分布，晶界的分布也不規(guī)則。這可能是因?yàn)榉桨付拿康篮缚p都有部分區(qū)域經(jīng)過多次熱處理，造成該區(qū)域的晶粒不斷細(xì)化，轉(zhuǎn)變?yōu)楸锐R氏體組織更細(xì)小的索氏體組織。

2) 在方案一的熱影響區(qū)中，晶粒之間相互交錯(cuò)，有向馬氏體轉(zhuǎn)化的趨勢(shì)[14]。方案二的熱影響區(qū)組織中則已出現(xiàn)板條馬氏體，但是分布不均，呈現(xiàn)無規(guī)則狀態(tài)。

3) 采用Image J 軟件分析圖5a 和圖6a 可知，方案一的熔覆組織中鐵素體占比高于方案二熔覆組織中的鐵素體占比。

2. 2 采用不同熔覆方案所得試樣的顯微硬度

從圖7 可知，方案一和方案二得到的熔覆層平均顯微硬度分別為479.38 HV 和497.06 HV，后者略高于前者。方案一所得熔覆層的馬氏體分布均勻，并且多為板條狀。方案二得到的熔覆層組織雖然也多數(shù)為板條馬氏體，但其中含有更細(xì)小的索氏體組織。另外，方案一的熔覆組織中鐵素體占比也高于方案二。因此，方案二所得熔覆層的顯微硬度較高。

圖7 采用不同方案時(shí)所得熔覆層的顯微硬度Figure 7 Microhardness of the coatings clad by different schemes

2. 3 采用不同熔覆方案所得試樣的耐磨性

圖8 為兩種方案所得熔覆層的摩擦因數(shù)曲線，可以看出兩者的摩擦因數(shù)都在5 min 后趨于穩(wěn)定，方案一的 摩擦因數(shù)大于方案二。另外，方案一和方案二的熔覆層在摩擦磨損試驗(yàn)后的質(zhì)量損失率分別為6.3%和3.5%，前者的磨損率更高。

圖8 采用不同方案所得熔覆層的摩擦因數(shù)曲線Figure 8 Friction coefficient curves of the coatings clad by different schemes

從圖9a 和圖9c 可知，兩種方案所得熔覆層在摩擦磨損試驗(yàn)中都發(fā)生了塑形變形，并且方案一熔覆層的塑性變形更大。兩種試樣的表面都出現(xiàn)連續(xù)且平行的犁溝，這是磨粒磨損所致。方案二熔覆層的磨痕較少、較淺，說明其磨粒磨損程度較輕。此外，圖9b 顯示方案一熔覆層在摩擦過程中表層產(chǎn)生剝落、粘著和凹坑，而方案二的磨損表面較光滑，無粘著(見圖9d)。

圖9 采用不同方案時(shí)所得熔覆層的磨損形貌Figure 9 Worn morphology of the coatings clad by different schemes

綜上可知，兩種方案所得熔覆層的磨損機(jī)制都以磨粒磨損為主，并伴隨著一定的疲勞磨損[15]。方案二所得熔覆層的耐磨性優(yōu)于方案一所得熔覆層，原因可能如下：一方面，方案一得到的熔覆層組織均勻，顯微硬度比方案二的熔覆層低，更容易發(fā)生磨粒磨損；另一方面，方案二的熔覆層中部分組織經(jīng)過多次高溫回火而晶粒得以細(xì)化，在摩擦過程中與摩擦副之間的剪切應(yīng)力更小，磨損表面較光滑，摩擦因數(shù)也就更低[16]。

2. 4 采用不同熔覆方案所得試樣的沖擊韌性

從表2 可知，方案一所得熔覆層的沖擊吸收功較高，穩(wěn)定性好，平均沖擊吸收功為57.41 J。方案二所得熔覆層的平均沖擊吸收功為45.44 J，略低于方案一所得熔覆層，穩(wěn)定性也較好。因此采用方案一熔覆得到的復(fù)合板具有更強(qiáng)的韌性。

表2 采用不同方案所得熔覆層的沖擊吸收功Table 2 Impact absorbed energy of the coatings clad by different schemes （單位：J）

3 結(jié)論

采用熔化極氣體保護(hù)焊熔覆增材技術(shù)，在單焊道間無覆蓋和單焊道有約50%覆蓋率的情況下得到了以Q345 鋼為基體的耐磨復(fù)合板。對(duì)比了兩種方案所熔覆試樣的各項(xiàng)性能，結(jié)果表明兩種熔覆層均無明顯的缺陷和 和變形。單焊道間無覆蓋時(shí)得到的復(fù)合板具有較好的韌性，但熔覆層的硬度略低；單焊道有約50%覆蓋率時(shí)所得復(fù)合板雖韌性略差，但硬度較高、耐磨性較好。

在實(shí)際生產(chǎn)中，對(duì)于塑性和韌性有較高要求的構(gòu)件，可在單焊道間無覆蓋的情況下進(jìn)行熔覆增材；對(duì)于硬度、耐磨性等方面有較高要求的構(gòu)件，可在單焊道有約50%覆蓋率的情況下進(jìn)行熔覆增材。