龔建勛,董海龍,黃洪江,肖志強(qiáng)

(湘潭大學(xué)機(jī)械工程和力學(xué)學(xué)院,湘潭 411105)

0 引言

堆焊是一種表面工程技術(shù),其常見(jiàn)的焊接工藝主要有焊條電弧焊、藥芯焊絲電弧焊、激光/等離子弧熔覆等[1-5],填充材料主要有焊條、藥芯焊絲和粉末等。多樣化的磨損工況催生了大量個(gè)性化的化學(xué)成分和性能不同的堆焊耐磨合金[6]。通常,耐磨合金主要有高鉻和高硼2種類型,其中高硼合金具有良好的自熔性和熔體流動(dòng)性,近年來(lái)研究及應(yīng)用較多。高硼合金中主要耐磨相有Fe2B、Fe23(C,B)6等[7-8],耐磨相的數(shù)量及合金的顯微硬度直接影響合金的耐磨性能。目前,高硼合金中的耐磨相體積分?jǐn)?shù)可達(dá)80%以上,但耐磨相的顯微硬度較低,多數(shù)在1 100 HV 以下,因此對(duì)耐磨性能提升有限。國(guó)內(nèi)外主要從以下2個(gè)方面來(lái)提升高硼合金的耐磨性能。一方面,通過(guò)對(duì)高硼合金中Fe2B、Fe23(C,B)6等主要耐磨相進(jìn)行鉻等的合金化處理,析出(Fe,Cr)2B、(Fe,Cr)23C6等復(fù)合相而改善耐磨性能。R?TTGER等[9]通過(guò)熱力學(xué)計(jì)算和試驗(yàn)研究表明,增加鉻含量,可使高硼合金中(Fe,Cr)2B相的晶體結(jié)構(gòu)從四方轉(zhuǎn)變?yōu)檎痪?從而提高該耐磨相的顯微硬度及彈性模量。另一方面,制備Mo2FeB2、(Fe,V)3B4等M3B2、M3B4型新型硼化物以增強(qiáng)高硼合金,從而改善其耐磨性能,并可提高其耐熱性[10-12]。堆焊高硼合金時(shí),需要添加石墨或者碳化硼(B4C),以改善其熔體的成形性及工藝性能;這2種工藝均會(huì)使合金富碳,從而析出過(guò)多的脆性共晶(α-Fe+Fe3C)相,惡化其耐磨性能[13]。

釩是一種強(qiáng)碳化物和硼化物形成元素,向高硼合金中添加釩后,可原位析出VC相,并形成M3B2型新型硼化物,這對(duì)于強(qiáng)化高硼合金、改善其耐磨性具有積極意義。目前,有關(guān)釩含量對(duì)Fe-Cr-V-B-C系高硼堆焊合金耐磨性能影響的研究報(bào)道較少。鑒于此,作者在課題組已有復(fù)合粉體顆粒制備工藝的基礎(chǔ)上[6],采用復(fù)合粉體顆粒+H08A 實(shí)心焊絲的自保護(hù)明弧焊法在Q235A 鋼表面制備了Fe-Cr-VB-C系高硼堆焊合金,研究了釩含量對(duì)其顯微組織及耐磨性的影響,以期為制備VC和新型M3B2相增強(qiáng)的耐磨合金提供試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料包括粒徑均為0.20～0.25 mm 的金屬鉻粉(純度99%以上,中冶鑫盾合金公司生產(chǎn))、碳化硼粉(B4C,牡丹江市碳化硼廠生產(chǎn))、釩鐵粉(FeV50-A,含釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)50%,錦州鐵合金廠生產(chǎn))、鋁粉(純度98%以上,天津北聯(lián)精細(xì)化工公司生產(chǎn))和還原鐵粉(純度98%以上,武漢鋼鐵公司生產(chǎn)),以及Na2SiO3型水玻璃(波美度40,模數(shù)3.3,體積分?jǐn)?shù)34%,山東優(yōu)索化工公司生產(chǎn))。通過(guò)多次探索和優(yōu)化試驗(yàn),確定試驗(yàn)合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為9.0Cr,4.8B,1.3C,0.05Al,釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)定為0,1.5%,3.0%,4.5%,6.0%,7.5%,余量部分以還原鐵粉補(bǔ)充。按上述配比稱取粉末原料,攪拌均勻后倒入鋼制容器,以每100 g該混合粉末倒入25 mL Na2SiO3型水玻璃的比例進(jìn)行濕混;待水玻璃完全浸潤(rùn)混合粉末后,順時(shí)針旋轉(zhuǎn)容器進(jìn)行造粒,轉(zhuǎn)速為3～5 r·s-1,晾干定型后,放入YGCH-G-30型烘干箱,加熱至300～400 ℃并保溫3 h后取出。將燒結(jié)好的粉體進(jìn)行篩分,得到粒徑在0.8～1.6 mm 的復(fù)合粉體顆粒。

基體為尺寸180 mm×50 mm×15 mm 的Q235A鋼板。用砂輪將鋼板打磨干凈,然后將復(fù)合粉體顆粒預(yù)置于焊道上,形成寬約20 mm、高約12 mm 的粉體顆粒層,以直徑2.5 mm 的H08A 實(shí)心焊絲(由天津大橋焊材集團(tuán)生產(chǎn),其成分符合GB/T 5293—2018標(biāo)準(zhǔn))作為電弧載體,采用ZD5-1000E型直流焊機(jī)進(jìn)行自保護(hù)明弧焊,焊接電流為420 A,焊接電壓為30 V,焊接速度為27 cm·min-1,焊絲干伸長(zhǎng)量為25 mm,層間溫度為100～150 ℃,采用直流反接法。利用電弧熔化復(fù)合粉體顆粒,與從實(shí)心焊絲末端過(guò)渡的熔滴共同熔合為熔池,空冷后形成耐磨合金。同理,堆焊第二道以及第二層,相鄰焊道的搭接率約為50%。

在堆焊合金的中間部分截取尺寸為10 mm×10 mm×25 mm 的金相試樣,用D/MAX2550VB型X射線衍射儀(XRD)表征堆焊合金的物相組成,采用銅靶,Kα射線,工作電壓為40 kV,工作電流為150 mA,掃描速率為5 (°)·min-1,掃描范圍為20°～90°。對(duì)金相試樣進(jìn)行磨制、拋光,經(jīng)體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕15 s后,用JSM-6360LV 型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織,并用附帶的Oxford 7854型能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。用HV-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)堆焊合金的截面顯微硬度分布以及特征相的顯微硬度,載荷為1.96 N,保載時(shí)間為10 s,測(cè)試間距為1 mm;用HR-150型洛氏硬度計(jì)測(cè)堆焊合金的表面硬度,載荷為1 471 N,保載時(shí)間為30 s,測(cè)15次取平均值。在堆焊合金的中間部分截取尺寸為57 mm×25.5 mm×6 mm的耐磨試樣,用MLS-225型濕砂橡膠輪式磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損試驗(yàn),磨漿由1.5 kg的粒徑0.99～1.65 mm 石英砂和1 000 mL自來(lái)水組成,橡膠輪直徑為178 mm,邵氏硬度為60 HA,載荷為24.5 N;試樣先預(yù)磨1 000 r,用水沖洗、酒精擦拭吹干后,用精度0.1 mg的FA2104J型電子天平稱取其初始質(zhì)量m0,然后再磨損1 000 r,稱取試樣磨損后的質(zhì)量m1,計(jì)算試樣的磨損質(zhì)量損失(m0-m1)。磨損試驗(yàn)后,采用SEM 觀察磨損形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 物相組成

由圖1可以看出,堆焊合金由α-Fe(鐵素體)、M2B、M3C、VC 等物相組成,其中含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0,3.0%,4.5%釩的堆焊合金的M2B相特征衍射峰強(qiáng)度較高,說(shuō)明M2B相的體積分?jǐn)?shù)較高。當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0提高至3.0%時(shí),M2B相的(440)(晶面間距d為0.163 nm)晶面的衍射峰強(qiáng)度下降,說(shuō)明此時(shí)(Cr,Fe)2B相轉(zhuǎn)化為(Fe,Cr)2B相。隨著釩含量的增加,M3C相的衍射峰強(qiáng)度先減弱后基本不變,說(shuō)明其含量先減少后基本不變,但其衍射峰強(qiáng)度整體偏低,說(shuō)明其含量偏低。加入釩后高硼合金中析出VC相,當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%和7.5%時(shí),合金中還析出了V3B2相。V3B2相的硼含量明顯高于(Fe,Cr)2B相,該相的析出將改變堆焊熔體的硼含量及分布,從而明顯改變M2B等相的形態(tài)和數(shù)量。隨著釩含量的增加,α-Fe相(200)面和(211)面的晶面間距先增大后減小。α-Fe相晶面間距的增大主要?dú)w因于溶質(zhì)元素固溶度的增加,減小則歸因于溶質(zhì)元素固溶度的下降[14]?？芍?隨著釩含量的增加,該合金α-Fe相中固溶的鉻、釩原子含量先增加后下降,當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%時(shí),α-Fe中固溶的鉻、釩原子含量最高。

圖1 不同釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)堆焊合金的XRD譜Fig.1 XRD patterns of hardfacing alloys with different vanadium mass fractions

2.2 顯微組織

由圖2結(jié)合表1可以看出:位置a1、c1和f1處深灰色塊狀相均含有較高含量的鉻和硼,結(jié)合XRD譜可確定為M2B 相,未添加釩時(shí)為(Cr,Fe)2B 或(Fe,Cr)2B,添加釩后形成(Fe,Cr,V)2B相。位置a2、c2和d1處淺灰色相的鉻、釩含量明顯低于M2B相,結(jié)合XRD譜可確定該相為α-Fe。位置a3、c3和d2處白色條狀相未檢測(cè)到硼元素,其鉻和碳含量較高,添加釩后,該相中的鉻、釩含量明顯高于α-Fe相;該相與α-Fe相間隔分布,符合共晶碳化物的形態(tài)特征,結(jié)合XRD譜可知其為M3C相,其中M 代表鐵、鉻、釩等金屬元素;隨著釩含量的增加,M3C相細(xì)化。當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí),合金中出現(xiàn)了黑色點(diǎn)狀相,塊狀M2B相含量增加,尺寸變大;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到3.0%,4.5%時(shí),析出了黑色點(diǎn)狀和十字花狀枝晶,塊狀M2B相細(xì)化;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到6.0%,7.5%時(shí),析出了黑色點(diǎn)狀、針狀和條狀晶,尤其是當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7.5%時(shí)針狀和條狀晶明顯增多,且呈定向分布,M3C相數(shù)量減少。這些點(diǎn)狀、十字花狀枝晶主要分布于深灰色塊狀M2B晶粒之間,少量析出于M2B晶內(nèi);黑色針狀和條狀晶多分布于塊體M2B 晶內(nèi),不少定向貫穿晶粒,與M2B相具有良好的相容性。由位置c4和d3的EDS分析結(jié)果可知,這些黑色十字花狀枝晶的釩和碳含量較高,結(jié)合XRD譜可知其為VC相;根據(jù)凝固理論,可確定黑色點(diǎn)狀相也為VC。通常,VC相的析出溫度高于M2B相,應(yīng)形成以VC 相為核心的組織,但是觀察到塊狀M2B相晶間的十字花狀VC相較多,可知該相的實(shí)際析出溫度低于塊狀M2B相。這是由于堆焊熔池屬于一個(gè)非均質(zhì)的熔體,發(fā)生了非平衡快速凝固[15],隨著初生M2B相的析出,多余的碳原子和釩原子被排斥到M2B相晶間富集,從而析出VC相。由位置f3和f2的EDS分析結(jié)果可知,黑色針狀和條狀晶中釩、硼含量均較高,且其尺寸較大,結(jié)合XRD譜可確定其為V3B2相。V3B2相需要供高硼原子團(tuán)簇才可形核析出,但是由于V3B2和Fe2B的晶體結(jié)構(gòu)相同(均勻四方結(jié)構(gòu)),晶格常數(shù)相近(V3B2的a=0.573 7 nm,c=0.330 5 nm;Fe2B的a=0.510 0 nm,c=0.424 9 nm),因而V3B2相和Fe2B相可相互交錯(cuò)結(jié)晶。然而,V3B2相的析出,消耗了堆焊熔體中較多的硼原子和釩原子,致使剩余熔體的硼原子含量減少,因而淺灰色塊狀M2B相的含量減少。綜上,未添加釩(釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)0)的堆焊高硼合金的組織為初生M2B+α-Fe+M3C;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%,析出VC相,初生M2B相的含量和尺寸有所增加;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至3.0%和4.5%時(shí),初生M2B晶粒細(xì)化;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至6.0%和7.5%時(shí),析出針狀和條狀V3B2相,初生M2B相減少。

表1 圖2中不同位置的EDS分析結(jié)果Table 1 EDS analysis results of different positions in Fig.2

圖2 不同釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)堆焊合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of hardfacing alloys with different vanadium mass fractions

2.3 硬 度

未添加釩的堆焊高硼合金中塊狀M2B相的顯微硬度為1 287 HV,而釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%的堆焊合金中M2B相的顯微硬度為1 434 HV,明顯高于未添加釩的,這主要是一定量釩的固溶導(dǎo)致的。釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%的堆焊合金中塊狀M2B相的顯微硬度下降至1 245 HV,與未添加釩時(shí)相近,這是由于V3B3相的析出導(dǎo)致該相中的鉻含量和釩含量低于未添加釩的,表明M2B相的合金化程度決定了其顯微硬度。釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%的堆焊合金中針狀和條狀V3B2相的顯微硬度為1 761 HV,明顯高于M2B相的顯微硬度。

由圖3可知,隨著距表面距離的增大,堆焊合金的硬度呈先升后降的趨勢(shì),表層的顯微硬度低于次表層,這是由于表層冷卻速率高于次表層,致使次表層析出的初生硬質(zhì)相尺寸大,對(duì)壓頭壓入產(chǎn)生較高阻力。Q235A 鋼基體的平均顯微硬度為210 HV左右,而熔合線附近的基體區(qū)域顯微硬度高于300 HV,這主要是堆焊層的合金原子向基體遷移擴(kuò)散導(dǎo)致的。堆焊合金的平均顯微硬度在1 000 HV以上,靠近熔合線區(qū)域的硬度不高,這是Q235A 鋼成分稀釋作用的結(jié)果。釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)7.5%的堆焊合金局部微區(qū)的顯微硬度高于2 000 HV,表明這些區(qū)域的V3B2等硬質(zhì)相偏多且尺寸較大。

圖3 不同釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)堆焊合金的截面硬度分布曲線Fig.3 Section hardness distribution curves of hardfacing alloys with different vanadium mass fractions

當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0,1.5%,3.0%,4.5%,6.0%,7.5%時(shí),堆焊合金的硬度分別為55.6,61.0,61.6,59.8,59.5,58.2 HRC,可見(jiàn)隨著釩含量的增加,堆焊合金的硬度先大幅升高后小幅降低。隨著釩含量的增加,塊狀M2B硬質(zhì)相數(shù)量先增加后減少,壓頭壓入的阻力先變大后變小,因此堆焊合金的硬度先升高后降低。與初生M2B相相比,V3B2相的尺寸偏小,且數(shù)量少,對(duì)堆焊合金宏觀硬度的影響較小。

2.4 耐磨性能

由圖4可知,隨著釩含量的增加,堆焊合金的磨損質(zhì)量損失先減小后增大,耐磨性能先增強(qiáng)后降低。當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%時(shí),高硼堆焊合金的磨損質(zhì)量損失最小,為0.019 4 g,合金的耐磨性能最佳,這主要是因?yàn)榇藭r(shí)堆焊合金中初生M2B相呈塊狀,形態(tài)規(guī)則,且該相之間析出VC相,可形成組織協(xié)同強(qiáng)化效應(yīng),宏觀硬度最高,耐磨性最好。但是,隨著釩含量的繼續(xù)增加,堆焊合金中析出針狀和條狀V3B2相,消耗堆焊熔體中較多的硼原子而減少M(fèi)2B相的數(shù)量,宏觀硬度下降;同時(shí),V3B2相呈針狀和條狀定向分布,脆性大,在磨損過(guò)程中易脆斷而崩落;因此,堆焊合金耐磨性能降低。

圖4 堆焊合金的磨損質(zhì)量損失與釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)的關(guān)系曲線Fig.4 Curve of wear mass loss vs vanadium mass fraction of hardfacing alloys

由圖5可見(jiàn):當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%時(shí),磨損表面有輕微刮擦痕跡,還有一些剝落坑,不存在塑性變形的痕跡,呈現(xiàn)典型的脆性斷裂形貌,這說(shuō)明該高硼合金較脆;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%時(shí),磨損表面只有極輕微刮擦,但有數(shù)量較多且形態(tài)不一的剝落坑,同時(shí)還存在大量剝離性貫穿裂紋裂。這說(shuō)明當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)提高至6%時(shí),合金的耐磨性能明顯降低,這主要是因?yàn)樵摱押负辖鹬形龀龃罅康尼槧詈蜅l狀V3B2相,與M2B相互交錯(cuò)結(jié)晶,并定向生長(zhǎng),累積了過(guò)高的內(nèi)應(yīng)力。

圖5 不同釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)堆焊合金的磨損形貌Fig.5 Wear morphology of hardfacing alloys with different vanadium mass fractions：（a，c）surface and（b，d）side face

3 結(jié)論

(1) Fe-Cr-B-C 系堆焊合金由α-Fe、M2B 和M3C等相組成;當(dāng)添加的釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí),析出VC相,初生M2B相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸增加;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至3.0%和4.5%時(shí),初生M2B晶粒細(xì)化;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至6.0%時(shí),析出針狀和條狀V3B2相,與初生M2B相交錯(cuò)結(jié)晶;當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至7.5%時(shí),V3B2相明顯增多,M2B相減少。

(2) 隨著釩含量的增加,堆焊合金的硬度先增大后降低,當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%時(shí),硬度最高,為61.6 HRC。添加釩后堆焊合金的硬度高于未添加釩的堆焊合金。塊狀初生M2B相的數(shù)量直接影響堆焊合金的硬度,而V3B2相的尺寸小,數(shù)量少,對(duì)宏觀硬度的影響小。

(3) 隨著釩含量增加,堆焊合金的磨損質(zhì)量損失先減小后增大,耐磨性能先增強(qiáng)后降低。當(dāng)釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%時(shí),高硼堆焊合金的磨損質(zhì)量損失最小,為0.019 4 g,耐磨性能最佳。耐磨性能的增強(qiáng)與VC相和M2B相形成的組織協(xié)同強(qiáng)化效應(yīng)有關(guān),其降低則與脆性較大的V3B2相的增多有關(guān)。