王微偉 喬明亮 趙春燕 劉愛國

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，采用強制冷卻技術(shù)對M7C3碳化物的生長方向進(jìn)行了控制，制備出了定向生長碳化鉻堆焊復(fù)合耐磨板。采用光學(xué)顯微鏡、硬度儀、針盤磨損試驗機對耐磨板堆焊層的的顯微組織、硬度和耐磨性能進(jìn)行了測試分析。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。通過強制冷卻技術(shù)控制，第二堆焊層中M7C3碳化物的生長方向垂直于堆焊表面，有利于提高堆焊層的耐磨性，針盤磨損試驗中磨損失重僅為作為對比試樣的Q235C基體的1/30。在磨煤機筒體防磨板上的實際使用結(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

中圖分類號：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題[1]。采用堆焊或熔敷技術(shù)制造的帶有碳化物增強相的復(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，在耐磨防護中獲得了廣泛的應(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、價格低廉、可以在Fe-Cr-C合金體系中原位生成的特點，成為鐵基耐磨材料堆焊、熔敷的首選增強材料。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，液相結(jié)晶時將析出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、熔敷強化中采用最多的是M7C3型碳化物作為強化相。

碳化鉻對鐵基強化層的增強效果，和碳化物的種類、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，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)合金成分處于過共晶范圍時，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碳化物為增強相，碳化物的尺寸大、數(shù)量少、不均勻分布的強化層，耐磨性要低于尺寸小、數(shù)量多、均勻分布的強化層。由于M7C3碳化物的結(jié)晶形態(tài)為六棱柱棒狀，長徑比大，其性能表現(xiàn)出明顯的各向異性。其生長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方向?qū)δ湍バ缘挠绊?，結(jié)果表明，當(dāng)碳化物桿的長軸和磨損面垂直時，三種磨損方式下材料的耐磨性都最好。當(dāng)碳化物桿的長軸和磨損面平行時，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，碳化物桿的長軸和磨損面平行時，耐磨性更好。對鐵基材料的堆焊研究表明，M7C3的生長方向影響耐磨堆焊合金的性能，只有當(dāng)其生長位向垂直于耐磨表面時耐磨性才最優(yōu)異[7]。碳化鉻的生長方向和高溫液態(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[8]。采用藥芯焊絲堆焊的耐磨層中M7C3的生長方向則沒有一定規(guī)則[5]。 Wang等人[9]采用堆焊時將母材浸入水中的方式進(jìn)行強制冷卻，獲得了碳化物生長方向垂直于堆焊層表面的堆焊試件。同時發(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 試驗材料及方法

文中試驗選用的母材為10 mm厚的Q235C，長500 mm，寬400 mm。所用焊絲為2.8 mm的明弧自保護藥芯焊絲，成分見表1。

采用耐磨板明弧自保護堆焊設(shè)備進(jìn)行自動堆焊，堆焊層數(shù)為兩層，每層厚度約為3～4 mm。堆焊工藝參數(shù)見表2。

堆焊過程中，在熔池后方距離焊絲軸線150 mm位置噴水霧進(jìn)行強制冷卻，水霧覆蓋范圍直徑約為50 mm。通過強制冷卻以控制熔池金屬的結(jié)晶方向，特別是其中的M7C3碳化物的生長方向。

對堆焊好的試板進(jìn)行切割、鑲嵌、磨制、拋光、腐蝕，制成金相試樣。腐蝕時首先采用4%硝酸酒精溶液對熱影響區(qū)進(jìn)行腐蝕觀察，然后對堆焊層進(jìn)行腐蝕觀察。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。

對堆焊層橫截面進(jìn)行硬度測試，所用儀器為HR-150A型洛氏硬度儀，加載壓力為588 N。每個測試位置測量3個點，取平均值。

采用針盤磨損試驗機測試了堆焊層的耐磨性，并和基體材料的耐磨性進(jìn)行了對比。對磨副為YG8硬質(zhì)合金，針盤相對運動速度為0.8 m/s，載荷為49 N。每5 min用電子天平測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，全部是樹枝晶組織。第一堆焊層堆焊時，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，此時堆焊層成分為亞共晶成分，熔池凝固結(jié)晶時首先結(jié)晶出奧氏體，受低熔點溶質(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性（圖2b）。頂部也不存在樹枝晶組織（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，對第二堆焊層的稀釋作用較小，第二堆焊層的成分保持了過共晶成分，冷卻時首先析出初生碳化物M7C3，由于堆焊過程中采取了強制冷卻措施，初生碳化物M7C3尺寸小、數(shù)量多，而且定向生長，其方向為散熱最快方向，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。

作為對比，未采取強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?？梢钥闯觯床扇娭评鋮s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碳化物生長方向雜亂，而且尺寸比采取強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。可以看出，從熔合區(qū)到堆焊層表面硬度呈不斷上升的趨勢，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，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，凝固時先結(jié)晶出樹枝晶奧氏體，再結(jié)晶出共晶混合物。盡管在后續(xù)冷卻過程中，部分奧氏體會轉(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)點數(shù)據(jù)分散性大的原因。第二堆焊時，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共晶合金，凝固時先結(jié)晶出初生碳化物M7C3，沿垂直于堆焊層表面方向生長，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的磨損失重對比?？梢钥闯觯卺槺P磨損試驗條件下，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。

將定向生長碳化鉻堆焊耐磨板應(yīng)用于制造磨煤機筒體防磨板，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)行了實際使用工況下的使用壽命對比。對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個月后，定向生長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）強制冷卻技術(shù)可以控制第二堆焊層中M7C3碳化物的生長方向，實現(xiàn)M7C3碳化物的定向生長;M7C3碳化物的生長方向垂直于堆焊表面。

（3）垂直于堆焊表面定向生長的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。

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