張宇鵬，王永東，王金宇，常萌陽，李統(tǒng)廣，姚 月，張 寧

黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150022

0 前言

材料的失效行為很大程度上都是從表面開始，為了提高鋼材表面的抗氧化性、耐腐蝕性和耐磨性，最便利和節(jié)省成本的辦法就是在鋼材表面制備一層熔覆層。堆焊是指將具有一定使用性能的合金材料通過一定的熱源手段熔覆在母材表面，來賦予母材特殊的使用性能或者使零件恢復(fù)原有形狀、尺寸的一種工藝方法[1-2]。堆焊技術(shù)通常用于在母材表面上獲得具有指定性能的堆焊層[3-4]。由于堆焊層和基體板材具有不同的綜合力學(xué)性能，從而可以達(dá)到優(yōu)勢互補(bǔ)的效果[5]。

Q235鋼是用量最大、應(yīng)用最廣的普通碳素結(jié)構(gòu)鋼[6]，其成本低廉、冶煉方便、容易加工，如能在碳鋼表面堆焊具有耐蝕、耐磨、耐高溫等性能的金屬，則其應(yīng)用范圍將更廣[7]。李越[8]等采用TIG堆焊在Q235鋼表面制備鐵基非晶堆焊層，研究不同熱輸入對堆焊層的影響，結(jié)果表明堆焊層成形性良好，與基體達(dá)到冶金結(jié)合，隨著焊接熱輸入的增加堆焊層硬度降低。李聰[9]等采用CO2氣體保護(hù)焊在Q235鋼表面堆焊YD507鐵鉻合金熔覆層，當(dāng)堆焊工藝為電流190 A、電壓22 V、焊接速率120 m/h時(shí)得到的熔覆層最佳，熔覆層的顯微硬度最大可達(dá)553 HV，磨損量也有所降低。劉陽[10]等采用MIG焊在Q235鋼表面制備ER-310不銹鋼堆焊層，堆焊層由奧氏體樹枝晶和等軸晶組織組成，顯微硬度和耐腐蝕性相對于基體都得到了很大程度的提高。張金彪[11]等采用TIG焊在Q235鋼表面制備308L堆焊層，堆焊層的硬度與耐腐蝕性較基體得到了提升。

通過對上述文獻(xiàn)的總結(jié)和分析，本文以Q235鋼為基體材料，在三種焊接電流下，采用CO2氣體保護(hù)焊在Q235表面堆焊藥芯焊絲YD110-G，研究不同焊接電流對堆焊層組織形貌、顯微硬度、耐磨性和耐腐蝕性的影響，為Q235鋼在惡劣環(huán)境下的應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)和技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

基體材料為Q235鋼，尺寸為100 mm×20 mm×10 mm，焊前對基體表面進(jìn)行砂輪機(jī)除銹，丙酮清洗油污，烘干待用。藥芯焊絲型號(hào)為YD110-G，直徑1.2 mm，其化學(xué)成分如表1所示，堆焊前將表面處理干凈。藥芯焊絲中Cr元素含量較高，Cr元素是提高堆焊層的硬度與耐腐蝕的關(guān)鍵性元素，但其含量過高會(huì)導(dǎo)致堆焊層產(chǎn)生裂紋傾向，從而影響堆焊層的質(zhì)量。

表1 藥芯焊絲的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table1 Chemical composition of flux cored wire（wt.%）

1.2 堆焊設(shè)備與工藝

焊接設(shè)備采用福尼斯TransPlus Synergic 4000型焊機(jī)。采用CO2氣體保護(hù)焊，CO2純度≥99.5%，堆焊工藝參數(shù)如表2所示，采用相同參數(shù)堆焊兩層，第一層堆焊層冷卻到室溫后再進(jìn)行第二層堆焊。

表2 焊接工藝參數(shù)Table2 Welding process parameters

1.3 測試設(shè)備及方法

采用Axio Lab.1蔡司高級(jí)金相顯微鏡觀察堆焊層的組織形貌；采用HVST-1000型顯微硬度計(jì)測試顯微硬度；利用MMS-2A摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫干滑動(dòng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，對磨環(huán)材料為低溫淬火回火GCr15鋼，試驗(yàn)載荷為200 N，轉(zhuǎn)速為400 r/s，磨損時(shí)間為40 min，用精度為0.1 mg的電子天平稱量磨損失重，并觀察磨損形貌。采用CS350電化學(xué)工作站測試堆焊層的耐腐蝕性能，腐蝕液為3.5%NaCl溶液，開路電位如表3所示，具體腐蝕工藝參數(shù)如表4所示。

表3 開路電位Table 3 Open circuit potential

表4 腐蝕工藝參數(shù)Table 4 Corrosion process parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 堆焊層宏觀形貌

堆焊層宏觀形貌如圖1所示，可以看出試樣A、B的堆焊層表面宏觀質(zhì)量良好，未出現(xiàn)焊瘤、氣孔、裂紋和焊接變形等現(xiàn)象。試樣C因焊接電流大，熱輸入大，堆焊層熔寬變大。

圖1 堆焊層宏觀形貌Fig.1 Macro-morphology of surfacing layer

2.2 堆焊層的界面組織形貌

堆焊層的界面組織形貌如圖2所示，可以觀察到熔合線界面無氣孔、裂紋等缺陷，呈良好的冶金結(jié)合。電流為170 A時(shí)，晶粒較細(xì)且分布均勻，其組織為細(xì)片狀板條馬氏體，呈條帶狀分布。由于存在一定的稀釋率，碳化物起到析出強(qiáng)化作用，使得組織形貌較為細(xì)化且排列均勻。隨著電流增大，焊接熱輸入高，冷卻速度慢，組織晶粒充分長大，相應(yīng)變粗大。其組織為板條馬氏體與部分殘余奧氏體，板條馬氏體分布均勻，變形方向清晰。產(chǎn)生板條馬氏體的原因是藥芯焊絲中含有多種合金元素，導(dǎo)致堆焊層中含有親碳元素Cr等，會(huì)形成碳化物阻止碳的擴(kuò)散[12-13]。

圖2 堆焊層界面組織形貌Fig.2 Microstructure and morphology of surfacing layer interface

2.3 堆焊層底部顯微組織

堆焊層底部（距熔合線上方2 mm處）顯微組織形貌如圖3所示，其底部組織均為板條馬氏體和殘余奧氏體。由圖3可知，電流170A堆焊層底部殘余奧氏體的含量與碳化物的含量較少，分布不均勻。電流200 A堆焊層底部殘余奧氏體的含量隨距熔合線距離的增加而減少，其原因是200 A的熱輸入大于170 A的，基體對堆焊層的稀釋率會(huì)增大，組織中存在一些細(xì)小碳化物，分布比較均勻，對板條馬氏體起到析出強(qiáng)化作用。電流230 A堆焊層底部板條馬氏體的含量隨著距熔合線距離的增加而減少，這是因?yàn)?30 A的熱輸入最大，故稀釋率最大[14]，組織中還存在著細(xì)小的碳化物，同樣起到析出強(qiáng)化作用。

圖3 堆焊層底部顯微組織形貌Fig.3 Microstructure and morphology of the bottom of surfacing layer

2.4 堆焊層中部組織

堆焊層中部（距熔合線上方4 mm處）的組織形貌如圖4所示，可以看出堆焊層組織有明顯的分層，下層組織明顯比上層組織細(xì)化。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的主要原因是堆焊第一道后要將試樣空冷到室溫后再進(jìn)行第二道堆焊，相當(dāng)于對第一道堆焊的上層組織進(jìn)行了熱處理，導(dǎo)致組織明顯細(xì)化。三種電流下的第一道堆焊層都是板條狀馬氏體，析出的碳化物較多，隨著電流的增加，熱輸入增大，析出的碳化物量增加且粗大。上層組織為回火馬氏體組織，同樣析出碳化物，原因是藥芯焊絲含碳量低，馬氏體臨界冷卻速度小，獲得組織為板條馬氏體，板條馬氏體有自回火作用，析出一定量碳化物。電流越大，熱輸入量越大，自回火作用越明顯，析出碳化物數(shù)量越多。

圖4 堆焊層中部顯微組織形貌Fig.4 Microstructure and morphology of the middle part of surfacing layer

2.5 堆焊層上部組織

堆焊層上部（距熔合線上方6 mm處）的組織形貌如圖5所示，由圖5可以看出，其組織以馬氏體為主，并帶有少量殘余奧氏體，以及極少數(shù)分布不均勻的析出碳化物。第二道堆焊層組織明顯比第一道堆焊層組織均勻細(xì)化，并且殘余奧氏體含量明顯較多。

圖5 堆焊層上部顯微組織形貌Fig.5 Microstructure of upper part of surfacing layer

2.6 堆焊層顯微硬度

堆焊層顯微硬度曲線如圖6所示，200 A電流的堆焊層的顯微硬度最高。同一電流的不同區(qū)域內(nèi)部組織不同，從堆焊層底部到堆焊層頂部，組織發(fā)生明顯變化，表層主要為回火馬氏體組織，所以堆焊層頂層硬度高于底層。第一道堆焊層出現(xiàn)一個(gè)峰值是由于第二道堆焊有熱處理的作用，導(dǎo)致第一道堆焊層發(fā)生回火，析出含有Cr、Mo、W的碳化物分布在板條馬氏體的交界處，起到彌散強(qiáng)化的作用，提高硬度。熱影響區(qū)的硬度提升是因?yàn)榇藚^(qū)域晶粒細(xì)小，硬度變大。母材的顯微硬度呈現(xiàn)出隨著電流增加而增加的趨勢，其原因?yàn)殡娏髟龃螅瑹彷斎朐龃?，?dǎo)致對母材的熱處理效果越來越明顯。

圖6 堆焊層顯微硬度曲線Fig.6 Microhardness curve of surfacing layer

2.7 堆焊層的摩擦磨損性能

堆焊層磨損量柱狀圖如圖7所示。電流170 A時(shí)，堆焊層的平均磨損量為68 mg；電流200 A時(shí)，平均磨損量為26 mg；電流230A時(shí)，平均磨損量51 mg。其原因是電流200 A時(shí)堆焊層組織均勻，析出的碳化物細(xì)小，彌散分布，其顯微硬度高，相應(yīng)的耐磨性也最好；電流為230 A時(shí)，由于基材為低碳鋼，藥芯焊絲含碳量也相對較低，熔覆層析出的碳化物較少，同時(shí)電流過大還會(huì)導(dǎo)致部分合金元素?zé)龘p，因此其磨損量較大[14-17]。電流為170 A時(shí)，顯微硬度最小，故其磨損量最大。

圖7 磨損失重圖Fig.7 Wear weight loss diagram

磨損表面形貌如圖8所示。可以看出，電流為230 A時(shí)，表面粘著物較多，同時(shí)還伴隨著一些犁溝，其磨損機(jī)理主要為粘著磨損，當(dāng)電流為200 A時(shí)，表面磨痕較淺，主要為磨粒磨損，當(dāng)電流為170A時(shí)，表面磨痕較深，主要為磨粒磨損，磨粒受切向力作用而沿摩擦表面產(chǎn)生相對運(yùn)動(dòng)，堆焊層組織主要為板條馬氏體，有碳化物固溶，其塑韌性較好，所以摩擦表面將受到剪切，表面呈連續(xù)屑形式，部分被剪切的磨屑沒有脫落，會(huì)發(fā)生粘著現(xiàn)象[18]。由于磨粒的鑿削以及在載荷作用下磨粒會(huì)對堆焊層表面產(chǎn)生沖擊，使局部堆焊層表面受到很大的應(yīng)力，碳化物會(huì)形成微裂紋，沿著碳化物和基體組織之間的邊界擴(kuò)展，如果擴(kuò)展的微裂紋與表面連接，碳化物就會(huì)和基體完全脫離，形成剝落坑，此時(shí)基體會(huì)失去碳化物硬質(zhì)顆粒的支撐，因此加速材料磨損[19-20]。

圖8 磨損表面形貌Fig.8 Worn surface topography

2.8 堆焊層的腐蝕性能

不同電流條件下堆焊層的腐蝕極化曲線如圖9所示。對應(yīng)的電極電位和腐蝕電流如表5所示。電流為230 A的電極電壓接近正值，腐蝕電流也較小，所以電流230 A堆焊層的耐蝕性優(yōu)于其他兩個(gè)電流的堆焊層。電流200A的耐蝕性次之，電流170A的耐蝕性最差。這主要是組織內(nèi)部奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加的結(jié)果，隨著電流的增加，堆焊層的熱輸入增大，導(dǎo)致更多的合金元素如Cr等固溶于奧氏體基體，增加其穩(wěn)定性，并提高耐腐蝕性。

圖9 極化曲線Fig.9 Polarization curve

表5 極化曲線的電極電位和電流Table 5 Electrode potential and current of polarization curve

3 結(jié)論及展望

（1）采用CO2氣體保護(hù)焊在Q235鋼表面成功制備三種不同焊接電流的藥芯焊絲堆焊層。堆焊層表面質(zhì)量良好，未出現(xiàn)焊瘤、氣孔、裂紋和焊接變形現(xiàn)象。

（2）由顯微組織形貌可知，三種堆焊層均與基體達(dá)到冶金結(jié)合，組織為奧氏體和板條馬氏體。200 A電流下的堆焊層碳化物彌散分布，對板條馬氏體起到彌散強(qiáng)化的作用，所以其顯微硬度最高。

（3）磨損測試表明，200 A電流下的堆焊層具有最優(yōu)異的耐磨性，其磨損量為26 mg，主要磨損機(jī)理為磨粒磨損。電化學(xué)測試表明230 A電流下，合金元素固溶于奧氏體基體的量增多，其耐腐蝕性最佳。

本文采用常規(guī)的CO2氣體保護(hù)焊技術(shù)在普通的碳素結(jié)構(gòu)鋼表面制備性能優(yōu)異的堆焊層，顯著提高了基體的硬度、耐磨性和耐腐蝕性。但結(jié)合實(shí)際工況條件下，如何通過工藝參數(shù)調(diào)控得到性能優(yōu)異且大面積的堆焊層還有待后續(xù)深入研究。