韋茹涵,韓明臻,井 瑞,劉奇聰
(1.佳木斯大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,黑龍江 佳木斯 154007 ;2.山東大學(xué)材料學(xué)院,山東 濟(jì)南 250012)
磨損、腐蝕、斷裂是3 種主要的材料失效的形式[1],磨損所帶來(lái)的失效已經(jīng)嚴(yán)重影響了國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展[2]。我國(guó)硼資源豐富,硼常在鋼鐵生產(chǎn)中作為添加合金[3]。Fe-B 堆焊合金的耐磨性能好,被廣泛應(yīng)用于磨料磨損領(lǐng)域,但當(dāng)硼含量過(guò)高時(shí),往往會(huì)在顯著提高Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同時(shí)犧牲部分韌性,在Fe-B堆焊合金內(nèi)部引發(fā)微觀裂紋[4,5],這嚴(yán)重阻礙了Fe-B堆焊合金的應(yīng)用與發(fā)展。如何在保證Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同時(shí)抑制裂紋的產(chǎn)生,仍然是焊接領(lǐng)域所重點(diǎn)關(guān)注的焦點(diǎn)問(wèn)題之一。勾俊峰[1]研究發(fā)現(xiàn),添加少量鉻元素能改善Fe-B 堆焊合金的韌性。Fe-B-Cr 合金具有優(yōu)良的耐磨性能,同時(shí)可解決部分Fe-B 堆焊合金的脆性問(wèn)題,以高硬度、高耐磨性的硼化物作為耐磨骨架,可做到高效率、低成本[6]。為此,本工作采用等離子噴焊技術(shù),以含5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))硼的鐵基作為基礎(chǔ)成分,探討Cr 元素對(duì)Fe-5B 系堆焊合金的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。
基體材料為Q235 低碳鋼鋼板,尺寸為150 mm×100 mm×10 mm,Q235 鋼的化學(xué)成分如表1 所示。
堆焊材料的制備采用不同Cr 含量的Fe-B-Cr 系合金粉末(即還原鐵粉、硼鐵粉和鉻鐵粉),并添加少量的硅鐵粉、鈦鐵粉和低碳錳鐵粉(合金粉末的化學(xué)成分見表2),將合金粉末進(jìn)行聯(lián)合脫氧、脫硫,以防止堆焊層產(chǎn)生氣孔。為使堆焊層具有一定的深寬比,每組合金粉末配制200 g,等離子堆焊合金粉末設(shè)計(jì)見表3。
表3 等離子堆焊合金粉末設(shè)計(jì)(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %Table 3 Design of plasma surfacing alloy powder (mass fraction) %
試驗(yàn)采用PTA-BX-400A 型等離子噴焊機(jī),試驗(yàn)前對(duì)Q235 鋼板表面進(jìn)行打磨,并做除油除銹處理,使其表面露出金屬光澤,在Q235 鋼板上堆焊4 層,厚度6~7 mm,以保證母材對(duì)焊縫的稀釋率為最低。采用單層單道堆積形式,每一層焊完后利用角磨機(jī)打磨,防止焊縫層之間因出現(xiàn)夾雜而影響焊縫質(zhì)量。在焊接開始時(shí),焊接熱量難以達(dá)到基體與合金粉末的熔點(diǎn),不能發(fā)生冶金結(jié)合,使得堆焊層前端較堆焊層后端窄而薄。針對(duì)上述問(wèn)題,將焊接電流由120 A 調(diào)至130 A,打磨鎢極,調(diào)整鎢極的伸出長(zhǎng)度,考慮到Fe-B-Cr 合金粉末的存放條件,將合金粉末重新過(guò)篩烘干。經(jīng)處理,F(xiàn)e-B-Cr合金粉末的熔覆性獲得較大改善。焊接工藝參數(shù)如表4。
表4 焊接工藝參數(shù)Table 4 Parameters of welding process
堆焊結(jié)束后,采用電火花線切割對(duì)焊后Q235 鋼板進(jìn)行切割,制作尺寸為10 mm×10 mm×12 mm 的堆焊試樣。采用80,120,240,600,800,1 000,1 200,2 000 目的砂紙對(duì)試樣進(jìn)行打磨拋光,并采用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕,采用Axio Observer 型蔡司金相顯微鏡觀察試樣的金相組織。利用HR-150-A型洛氏硬度計(jì)對(duì)堆焊層進(jìn)行洛氏硬度測(cè)試,測(cè)試條件:施 加 載 荷 150 kN,加 載 時(shí) 間 5 s。采 用D8AdvanceBruker AXS 型X 射線衍射儀對(duì)熔敷金屬進(jìn)行X 射線衍射試驗(yàn),以分析其物相。利用JSM-6360LV型掃描電鏡觀察試樣表面及其內(nèi)部組織。采用型號(hào)為ML-100 磨料磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)堆焊合金進(jìn)行耐磨性測(cè)試,磨料磨損試驗(yàn)的參數(shù)如下:圓盤轉(zhuǎn)速為60 r/min,接觸負(fù)載為24 N 和48 N,進(jìn)給量4 mm/r,行程72.3 m,對(duì)磨材料選用180 目棕剛玉砂紙,一種堆焊層切取3 個(gè)試樣,每個(gè)試樣重復(fù)測(cè)試至少3 次,磨損失重量采用FA1104 型萬(wàn)分之一電子天平測(cè)定。
將焊接電流由120 A 調(diào)至130 A,打磨鎢極,調(diào)整鎢極的伸出長(zhǎng)度,將合金粉末重新過(guò)篩烘干后,雖然Fe-B-Cr合金粉末的熔覆性獲得較大改善,但在弧坑周圍出現(xiàn)了體積較大的氣孔。氣孔出現(xiàn)的主要原因是熄弧時(shí)工作電流迅速減小,合金粉末熔化不充分,熔池流動(dòng)性變差,因此在弧坑周圍出現(xiàn)氣孔。堆焊表面宏觀形貌見圖1。
圖1 堆焊表面宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of surfacing surface
由圖1 可知,添加0%Cr 的Fe-B-Cr 合金粉末堆焊層熔覆性較好,但表面氣孔較多,當(dāng)?shù)谝粚佣押竿瓿蓵r(shí),堆焊層呈現(xiàn)一定的厚度,接頭前后寬度一致,無(wú)宏觀裂紋。隨著合金粉末中Cr 含量的增加,氣孔逐漸減少,堆焊層表面更加光滑。由于Cr 元素熔點(diǎn)高于母材,合金粉末難熔于母材中,更多的被等離子氣吹落到母材熔池中,導(dǎo)致堆焊層表面顆粒狀物質(zhì)增多,使得堆焊層表面潤(rùn)濕性差,難以鋪展。
在焊接開始時(shí),焊接熱量難以達(dá)到基體與合金粉末的熔點(diǎn),不能發(fā)生冶金結(jié)合,使得堆焊層前端較堆焊層后端窄而薄。針對(duì)上述問(wèn)題,將焊接電流由120A 調(diào)至130A,打磨鎢極,調(diào)整鎢極的伸出長(zhǎng)度,鑒于Fe-BCr 合金粉末存放條件,將合金粉末重新過(guò)篩烘干。經(jīng)處理,F(xiàn)e-B-Cr 合金粉末的熔覆性獲得較大改善,但在弧坑周圍出現(xiàn)了體積較大的氣孔。氣孔出現(xiàn)的主要原因是熄弧時(shí),工作電流迅速較小,合金粉末熔化不充分,熔池流動(dòng)性變差,因此在弧坑周圍出現(xiàn)氣孔。
圖2 是Cr-0 堆焊合金的XRD 譜。Cr-0 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 組成。Fe 的衍射峰峰強(qiáng)均較弱,衍射角2θ=56.244°處Fe2B 相的(202)晶面的衍射峰強(qiáng)度最大。測(cè)試結(jié)果表明,試樣中有大量的Fe2B 相的(202)晶面參與了衍射,而少量的Fe 相的(200)、(211)晶面參與了衍射,相比之下,F(xiàn)e 相的(110)晶面參與衍射較多。
圖2 Cr-0 堆焊合金的XRD 譜Fig.2 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy
圖3 為Cr-2 堆焊合金的XRD 譜。Cr-2 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 組成。衍射角2θ =44.672°處Fe 相的(110)晶面的衍射峰強(qiáng)度迅速增加。衍射角2θ=64.526°和2θ=81.654°處,F(xiàn)e 相的(200)、(211)晶面參與衍射仍較少,F(xiàn)e2B 的衍射晶面增多,其中在2θ=45.107°處Fe2B 相的(211)晶面的衍射峰峰強(qiáng)最大。
圖3 Cr-2 堆焊合金的XRD 譜Fig.3 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy
圖4 為Cr-4 堆焊合金的XRD 譜。Cr-4 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ=73.599°,2θ=79.533°,2θ=80.668°處,F(xiàn)e2B 相的(132)、(330)和(141)晶面發(fā)生衍射且衍射峰強(qiáng)度較低。衍射角2θ=45.107°時(shí)Fe2B 相的(121)晶面的衍射強(qiáng)度相對(duì)較強(qiáng)。
圖4 Cr-4 堆焊合金的XRD 譜Fig.4 XRD pattern of Cr-4 surfacing alloy
圖5 為Cr-6 堆焊合金的XRD 譜。Cr-6 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ=80.668°時(shí),F(xiàn)e2B相的(330)晶面的衍射強(qiáng)度相對(duì)明顯增加,說(shuō)明試樣中有大量的Fe2B 相的(330)晶面參與了衍射。
圖5 Cr-6 堆焊合金的XRD 譜Fig.5 XRD pattern of Cr-6 surfacing alloy
圖6 為Cr-8 堆焊合金的XRD 譜。Cr-8 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ=57.072°處,F(xiàn)e2B相的(310)晶面的衍射強(qiáng)度明顯增加,說(shuō)明Cr-8堆焊合金試樣中有大量Fe2B 相的(310)晶面參與衍射,但衍射角2θ=80.904°處,F(xiàn)e2B 相的(411)晶面的衍射強(qiáng)度明顯降低。
圖6 Cr-8 堆焊合金的XRD 譜Fig.6 XRD pattern of Cr-8 surfacing alloy
圖7 為Cr-10 堆焊合金的XRD 譜。Cr-10 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。Fe2B 的衍射峰數(shù)目明顯減少,F(xiàn)e 的衍射峰強(qiáng)度無(wú)明顯變化。
圖7 Cr-10 堆焊合金的XRD 譜Fig.7 XRD pattern of Cr-10 surfacing alloy
圖2~7 表明,鉻含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相,堆焊合金物相組成均為Fe 和Fe2B;Fe2B 的衍射峰強(qiáng)度出現(xiàn)了異常,并不具有規(guī)律性,因此Fe2B可能局部存在定向生長(zhǎng)。從圖2~7 的XRD 譜中可以明顯觀察到Cr 的衍射峰,且隨著Cr 含量的增加,峰型和峰位也發(fā)生了變化。這說(shuō)明Cr 原子已經(jīng)成功占據(jù)了Fe 或Fe2B 的晶格位置,導(dǎo)致晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化,參考文獻(xiàn)[7]發(fā)現(xiàn)這種現(xiàn)象是Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中的典型表現(xiàn)。因此,可認(rèn)為Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中。
Cr-0 堆焊合金的組織形貌如圖8 所示。Cr-0 堆焊合金的組織中含有大量的橢圓狀組織和少量的長(zhǎng)條狀組織。堆焊層上部的組織較為粗大,接近四邊形的長(zhǎng)條狀組織的數(shù)量比(以下占比若未特別說(shuō)明皆為數(shù)量比)約為90%,橢圓形的組織約占10%,且橢圓形的組織均勻地分布在四邊形的長(zhǎng)條狀組織之間。堆焊層中部的組織比上部的組織約增多一倍,但組織體積約為上部組織體積的1/2,且長(zhǎng)條狀組織的占比減少,約占40%,橢圓形組織占比增多,約占60%。堆焊層下部的組織稀少,組織的數(shù)量與上部組織的數(shù)量差距不明顯,但下部組織的體積最小,約為上部的1/3,長(zhǎng)條狀組織的占比下降明顯,約為20%,橢圓形組織的占比大幅增加,約為80%。
圖8 Cr-0 堆焊合金的組織形貌Fig.8 Microstructure of Cr-0 surfacing alloy
圖9 為Cr-2 堆焊合金的組織形貌。Cr-2 堆焊層上部的組織的體積較Cr-0 堆焊合金的明顯減小,邊長(zhǎng)約為12.5~16.5 μm 的四邊形組織占比為70%,邊長(zhǎng)在(20.5±4.0)μm 的四邊形組織的占比約為20%,邊長(zhǎng)小于12.5 μm 的四邊形組織的占比約為10%。Cr-2 堆焊層上部的組織的數(shù)量約為Cr-0上部組織數(shù)量的3 倍,且組織致密均勻。Cr-2 堆焊層中部的組織較為密集,且大多數(shù)形態(tài)為近圓狀,有少數(shù)塊狀組織,其體積分?jǐn)?shù)較Cr-0 堆焊合金中部的組織減小,直徑約為8μm 的近圓狀組織約占80%,邊長(zhǎng)約為12 μm 的塊狀組織的占比約為20%,Cr-2 堆焊層中部的組織的數(shù)量約為Cr-0中部組織數(shù)量的3 倍。在Cr-2 堆焊層下部,共晶組織比初生相組織的體積分?jǐn)?shù)大,組織形態(tài)多為規(guī)則塊狀,邊長(zhǎng)為24 μm 的塊狀組織約占40%,邊長(zhǎng)約為20 μm的組織約占60%,Cr-2 堆焊層下部組織的數(shù)量約為Cr-0下部組織數(shù)量的1/3。
圖9 Cr-2 堆焊合金的組織形貌Fig.9 Microstructure of Cr-2 surfacing alloy
圖10 為Cr-4 堆焊合金的組織形貌。Cr-4 堆焊層上部、中部的組織大多數(shù)為塊狀組織,堆焊層上部的組織的體積較Cr-2 堆焊合金組織的體積增大,邊長(zhǎng)約為16.5 μm 的四邊形組織占比為70%,邊長(zhǎng)約為20.5 μm的四邊形組織占比約為20%,邊長(zhǎng)小于16.5μm 的四邊形組織占比約為10%。Cr-4 堆焊層上部組織的數(shù)量與Cr-2 上部組織的數(shù)量的差距不明顯。與Cr-2 堆焊合金中部的組織相比,Cr-4 堆焊層中部組織中四邊形的塊狀組織的占比明顯增加,占比約為70%,Cr-4 堆焊層中部組織中塊狀組織的體積分?jǐn)?shù)相比Cr-2 堆焊合金中部的明顯增大,邊長(zhǎng)達(dá)到了30μm,近圓狀的組織數(shù)量占比相較于Cr-2 堆焊合金中部的近圓狀組織占比數(shù)量明顯下降,約為30%,但體積分?jǐn)?shù)增加,直徑約為10 μm。在Cr-4 堆焊層下部,初生相組織明顯增多,直徑在5~10 μm 的近圓狀組織的占比約為60%,邊長(zhǎng)在14~20 μm 的四邊形組織的占比約為30%,組織的數(shù)量約為Cr-2 下部組織數(shù)量的5 倍,說(shuō)明Cr-4 堆焊層下部有大量的初生相組織開始析出。
圖10 Cr-4 堆焊合金的組織形貌Fig.10 Microstructure of Cr-4 surfacing alloy
圖11 為Cr-6 堆焊合金的組織形貌。Cr-6堆焊層上部、中部、下部的初生相組織的體積分?jǐn)?shù)均較Cr-4堆焊合金組織的增大。Cr-6 堆焊層上部的四邊形組織90%的邊長(zhǎng)在25μm 以上,剩下約有10%的直徑約為5μm 的近圓狀組織分布在四邊形之間,Cr-6 堆焊層上部的組織的數(shù)量約為Cr-4 上部的1/3。Cr-6 堆焊層中部的橢圓形組織的長(zhǎng)軸的長(zhǎng)度有70%達(dá)到了40 μm,剩下30%近圓狀的組織的直徑也達(dá)到了20 μm,Cr-6堆焊層中部的組織的數(shù)量約為Cr-4 中部的1/3。Cr-6堆焊層下部中,直徑在(20±5)μm 范圍內(nèi)的近圓狀組織的占比約為70%,較長(zhǎng)邊在50 μm 及以上的長(zhǎng)條狀組織的占比約為30%,Cr-6 堆焊層下部的組織的數(shù)量約為Cr-4 下部的1/3。Cr-6 堆焊層下部中,初生相組織的體積分?jǐn)?shù)比共晶組織的體積分?jǐn)?shù)大,上部組織基本已生長(zhǎng)完全,在中部幾乎呈圓柱狀生長(zhǎng),Cr-6 堆焊層下部組織較上部、中部組織細(xì)小。
圖11 Cr-6 堆焊合金的組織形貌Fig.11 Microstructure of Cr-6 surfacing alloy
圖12 為Cr-8 堆焊合金的組織形貌。Cr-8 堆焊合金的上部組織形態(tài)趨于均勻化,塊狀組織幾乎布滿了整個(gè)視野,且形態(tài)規(guī)則,四邊形組織80%的邊長(zhǎng)在20 μm 以上,約有5%的直徑約為5 μm 及以下的近圓狀組織分布在四邊形之間,約有15%的較長(zhǎng)邊超過(guò)50 μm的長(zhǎng)條狀組織,Cr-8 上部組織的數(shù)量約為Cr-4 上部組織數(shù)量的1/3。Cr-8 堆焊層中部的組織也基本生長(zhǎng)完全,呈現(xiàn)為規(guī)則的四邊形,四邊形的邊長(zhǎng)約為(25±5)μm,相比于Cr-6 堆焊合金中部的組織在體積上有所減小,但分布更加致密、規(guī)則,在數(shù)量上Cr-8 堆焊層中部的組織約為Cr-6 堆焊合金中部的3 倍。在Cr-8 堆焊層下部,初生相組織繼續(xù)析出,且Cr-8 堆焊層下部組織的體積分?jǐn)?shù)相比Cr-6 堆焊合金下部的有所增加,占比約80%的50 μm 及以上的條狀組織與占比約20%的直徑約為10 μm 的近圓狀組織均勻地分布在Cr-8 堆焊層下部,Cr-8 堆焊層下部的組織的數(shù)量與Cr-6 堆焊合金下部的幾乎一致。
圖12 Cr-8 堆焊合金的組織形貌Fig.12 Microstructure of Cr-8 surfacing alloy
圖13 為Cr-10 堆焊合金的組織形貌。Cr-10 堆焊層的組織整體趨于均勻化,初生相組織繼續(xù)析出,在Cr-10堆焊層上部,四邊形和長(zhǎng)條形組織分布于整個(gè)視野。Cr-10 堆焊層上部的組織的體積較Cr-8 堆焊層上部的有所減少,但組織更加均勻,Cr-10 堆焊層上部的組織中邊長(zhǎng)為25~30 μm 的四邊形組織約占40%,較長(zhǎng)邊大于50 μm 的長(zhǎng)條狀組織約占60%,數(shù)量上,Cr-10堆焊層上部的較長(zhǎng)邊大于50 μm 的長(zhǎng)條狀組織相比Cr-8 堆焊合金上部增加了1 倍。Cr-10 堆焊層中部,塊狀組織較長(zhǎng)條狀組織質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加,且形態(tài)近似四邊形,Cr-10 堆焊層中部的組織的體積較Cr-8 堆焊合金中部的有所增加,Cr-10 堆焊層中部中邊長(zhǎng)為30~35 μm 的四邊形組織約占90%,較長(zhǎng)邊大于50 μm 的長(zhǎng)條狀組織約占10%,數(shù)量上,Cr-10 堆焊層中部的較長(zhǎng)邊大于50 μm 的長(zhǎng)條狀組織與Cr-8 堆焊合金中部的幾乎一致。在Cr-10 堆焊層下部,一部分組織為塊狀,一部分組織為長(zhǎng)條狀,還有一小部分為近圓狀組織,邊長(zhǎng)在(35±5)μm 范圍內(nèi)的塊狀組織的占比約為60%,較長(zhǎng)邊在50μm 及以上的長(zhǎng)條狀組織的占比約為20%,直徑約為10μm 的近圓狀組織的占比約為20%,Cr-10 堆焊層下部組織的數(shù)量約為Cr-8 堆焊層下部的2 倍,說(shuō)明Cr-10 堆焊層下部的組織和Cr-8堆焊層下部的組織分別處在長(zhǎng)大與生長(zhǎng)階段。
圖13 Cr-10 堆焊合金的組織形貌Fig.13 Microstructure of Cr-10 surfacing alloy
綜上所述,隨著Cr 含量的增加,初生相Fe2B 的形貌不斷變化,在規(guī)則的塊狀組織周圍開始摻雜著橢圓狀組織,XRD 分析表明初生相為Fe2B,且隨著Cr含量的增加,F(xiàn)e2B 的衍射峰增多,并且無(wú)新相的析出,說(shuō)明Cr 的加入促進(jìn)了Fe2B 初生相的析出,當(dāng)大量的Fe2B 開始析出時(shí),會(huì)發(fā)生相互擠壓,阻礙彼此形核的過(guò)程,因此橢圓狀的Fe2B 實(shí)際上是未長(zhǎng)大的Fe2B,當(dāng)橢圓狀Fe2B 長(zhǎng)大后會(huì)再次以塊狀形態(tài)分布于堆焊層內(nèi)部。
堆焊合金硬度值如表5 所示。由表5 可知,隨著Cr 含量的增加,堆焊合金的硬度不斷升高。Cr-2 較Cr-0的硬度顯著升高。Cr-10 堆焊層表面硬度高達(dá)67 HRC。
表5 堆焊合金硬度Table 5 Hardness of surfacing alloys
堆焊合金的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果如表6 所示。表6中相對(duì)耐磨性ε的計(jì)算公式見式(1):
表6 堆焊合金的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果Table 6 Abrasive wear test results of surfacing alloys
式中:Vs表示試樣的體積損失,Vr表示標(biāo)準(zhǔn)材料的體積損失,Ws表示試樣的質(zhì)量損失,Wr表示標(biāo)準(zhǔn)材料的質(zhì)量損失。
由表6 可以看出,隨著Cr 含量的升高,堆焊合金的磨損量(ΔW)下降。Cr-10 堆焊層的磨損量降到最低,為0.027 5 g。圖14 為堆焊合金的相對(duì)耐磨性。可以看出,試樣的相對(duì)耐磨性隨著Cr 含量的增加而升高。Cr-10 堆焊層的相對(duì)耐磨性較Cr-0 提高了375%。
圖14 堆焊合金的相對(duì)耐磨性Fig.14 Relative wear resistance of surfacing alloy
(1)Cr-0 堆焊合金由Fe 和Fe2B 組成,隨著Cr 含量的增加,Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中,堆焊合金由(Fe,Cr)和(Fe,Cr)2B 組成,Cr 含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相,合金組織由Fe2B 和Fe+Fe2B 的共晶組織構(gòu)成。
(2)Cr 元素的添加顯著提高了Fe-B 堆焊合金的硬度和耐磨性。Cr-2 的硬度較Cr-0 顯著升高。隨著Cr 含量的不斷增加,堆焊合金的硬度值呈上升趨勢(shì),Cr-10堆焊層表面硬度高達(dá)67 HRC。Cr-10 堆焊層的磨損量降到最低,為0.027 5 g,Cr-10 堆焊層的相對(duì)耐磨性較Cr-0 提高了375%。