賈 華，李 萌，劉政軍

(1.大連海洋大學(xué) 應(yīng)用技術(shù)學(xué)院，遼寧 大連 116300；2.沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110870)

近年來(lái)，在多種堆焊材料中藥芯焊絲作為第四代焊接材料其發(fā)展較為迅速[1].根據(jù)合金體系不同，藥芯焊絲可以分為鐵基合金系、鈷基合金系和鎳基合金系等.鐵基合金價(jià)格低廉且成分容易調(diào)整，能夠滿足許多不同工況要求.采用價(jià)格低廉且性能穩(wěn)定的B元素作為合金中的主要添加元素引起了國(guó)內(nèi)外科研工作者的廣泛關(guān)注[2-4].在Fe-Cr-C合金中加入B元素，能夠形成硬度和熱穩(wěn)定性都高于碳化物的硼化物或硼碳化物，從而使堆焊合金的硬度和耐磨性大幅度提高[5-6].目前關(guān)于硼的研究多集中在鑄造硼合金和氣體保護(hù)耐磨堆焊等方向[7-9]，而關(guān)于采用合金元素自保護(hù)藥芯焊絲制備鐵基耐磨堆焊合金的研究較少.因此，本文制備了Fe-Cr-C-B自保護(hù)耐磨堆焊藥芯焊絲，采用明弧堆焊方法在基體金屬表面制備耐磨堆焊合金，研究了硼含量對(duì)Fe-Cr-C-B堆焊合金組織和性能的影響，研究結(jié)果對(duì)基礎(chǔ)研究和工程化應(yīng)用具有一定意義.

1 試驗(yàn)方法

采用藥芯焊絲成型設(shè)備制備直徑為2.8 mm、包粉率為45%的藥芯焊絲，選用尺寸為16 mm×0.3 mm的H08A碳鋼鋼帶.藥粉由高碳鉻鐵(w(Cr)=60.6%，w(C)=8.24%)、硼鐵(w(B)=18%)、石墨(純度為99.5%)和鐵粉(純度大于99%)等粉末組成，并添加少量CaF2、CaO、Al2O3和Al粉末作為造渣劑.在試驗(yàn)過程中藥芯焊絲藥粉中鉻、碳和造渣劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為35%、10%和4%，硼的添加量分別為0%、1%、2%、3%和4%，余量為還原鐵粉.

采用MZC-1250型埋弧焊機(jī)在尺寸為100 mm×80 mm×12 mm的Q235鋼表面進(jìn)行明弧堆焊試驗(yàn)，堆焊層數(shù)為三層.堆焊工藝參數(shù)為：電弧電壓25～30 V，焊接電流200 A，焊接速度10 mm/s，焊絲干伸長(zhǎng)15 mm.堆焊結(jié)束后，將堆焊試板表面打磨平整，在焊縫中間部位垂直于焊縫表面切取試樣進(jìn)行檢測(cè)分析.

利用硝酸酒精溶液腐蝕金相試樣后，分別采用OMLPUS BX-6型金相顯微鏡和S3400N型掃描電鏡對(duì)堆焊層的顯微組織進(jìn)行觀察.采用布魯克D8型X射線衍射儀對(duì)堆焊層的物相進(jìn)行分析.采用HRC-150型洛氏硬度計(jì)進(jìn)行宏觀硬度測(cè)定.采用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)量堆焊層組織的顯微硬度，試驗(yàn)加載時(shí)間為10 s，施加載荷為0.1 kg，進(jìn)行多點(diǎn)測(cè)量并取平均值作為最終結(jié)果.采用橡膠輪式濕砂磨料磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損試驗(yàn)，磨料為石英砂，磨損試驗(yàn)參數(shù)為：膠輪轉(zhuǎn)速240 r/min，膠輪直徑150 mm，膠輪表面壓力1.5 MPa，磨損時(shí)間3 min.磨損前后分別采用分度值為0.1 mg的TG328A型分析天平測(cè)量試樣質(zhì)量，并計(jì)算出試樣的磨損質(zhì)量.完成磨損試驗(yàn)后，采用酒精溶液對(duì)磨損試樣表面進(jìn)行清理，然后利用S3400N型掃描電鏡觀察其磨損表面形貌.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 堆焊層的顯微組織分析

圖1為當(dāng)硼添加量為3%時(shí)堆焊層的XRD圖譜.由圖1可見，堆焊層的基體組織主要由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，硬質(zhì)相由M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3碳硼化物組成，其中M代表Fe和/或Cr元素.

圖1 硼添加量為3%時(shí)堆焊層的XRD圖譜

圖2為不同硼添加量下堆焊層的金相組織形貌.表1為堆焊層的實(shí)際化學(xué)成分.結(jié)合圖2和表1可以看出，該堆焊合金屬于典型亞共晶組織，其顯微組織主要由呈樹枝狀分布的奧氏體初生相(γ-Fe)和共晶硬質(zhì)相(M3(C，B)、M23(C，B)6、M7(C，B)3)組成，且共晶硬質(zhì)相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在奧氏體初生相周圍.當(dāng)不添加硼時(shí)，奧氏體初生相較多，共晶硬質(zhì)相較少(見圖2a).隨著硼添加量的不斷增加，奧氏體初生相逐漸減少，共晶硬質(zhì)相不斷增加(見圖2b～d).當(dāng)硼的添加量為4%時(shí)，奧氏體初生相最少，晶粒最細(xì)小，而共晶硬質(zhì)相最多(見圖2e).在凝固過程中具有亞共晶成分的堆焊合金在液相中將首先析出奧氏體初生相，隨著溫度的不斷下降，奧氏體初生相將逐漸長(zhǎng)大.當(dāng)溫度下降到1 148 ℃時(shí)，殘余液相會(huì)發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變并生成共晶硬質(zhì)相.當(dāng)不添加硼時(shí)，堆焊層中只有碳能與鉻或鐵元素反應(yīng)生成共晶硬質(zhì)相，由于碳含量有限，所以生成的共晶硬質(zhì)相碳化物較少.隨著硼的加入，硼在鐵中的溶解度(α-Fe中溶解度小于0.000 4%，γ-Fe中溶解度小于0.02%)很小[10]，促使大部分硼都被遷移到初生奧氏體周圍液相中并參與共晶反應(yīng)，所以生成的共晶硬質(zhì)相碳硼化物增多.當(dāng)碳含量一定時(shí)，碳硼化物的體積分?jǐn)?shù)符合指數(shù)曲線y=7.078e0.822x的變化趨勢(shì)，即隨著硼添加量的增加，碳硼化物也隨之增多[7].

圖2 不同硼添加量下堆焊層的金相組織形貌

表1 堆焊層的化學(xué)成分(w)

圖3為不同硼添加量下堆焊層的掃描組織形貌.由圖3可見，隨著硼添加量的增多，碳硼化物硬質(zhì)相逐漸增多，且形態(tài)也發(fā)生了變化.當(dāng)硼的添加量為1%時(shí)，共晶組織大部分呈魚骨狀和蜂窩狀，少量呈菊花狀(見圖3b).當(dāng)硼的添加量為2%時(shí)，共晶組織中魚骨狀和蜂窩狀組織有所減少，出現(xiàn)了菊花狀組織(見圖3c).隨著硼添加量的繼續(xù)增多，堆焊層中的菊花狀和層片狀組織不斷增多，且還出現(xiàn)了塊狀組織(見圖3d).當(dāng)硼的添加量為4%時(shí)，堆焊層中的菊花狀、層片狀和塊狀組織最多(見圖3e).另外，由圖3還可以看出，隨著硼添加量的增多，呈樹枝晶狀分布的初生奧氏體晶粒尺寸和數(shù)量逐漸減小，且晶粒中還有針狀馬氏體生成.這是由于當(dāng)硼添加量較少時(shí)，未參加反應(yīng)的鉻元素固溶在初生奧氏體中，增加了初生奧氏體的穩(wěn)定性，由于初生奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生相轉(zhuǎn)變，因而堆焊層基體組織中殘余奧氏體的含量較高.隨著硼添加量的增多，硼和碳可以與鐵或鉻形成大量的碳硼化物，一方面降低了基體組織的含量，另一方面由于鉻參加反應(yīng)導(dǎo)致奧氏體的組織穩(wěn)定性變差，使其在焊接快速冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.另外，硼也可促進(jìn)基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.

采用電子能譜儀對(duì)硼添加量為3%時(shí)堆焊層組織中的a～d點(diǎn)進(jìn)行相成分分析(見圖4)，同時(shí)采用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)定各點(diǎn)組織的顯微硬度.結(jié)果表明，a點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為10.38%、10.93%、10.20%和68.49%，測(cè)定其顯微硬度為1 059.1 HV，由此結(jié)果可以推斷出該菊花狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈23∶6，證明該組織為M23(C，B)6型碳硼化物.b點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為10.61%、10.80%、10.45%和68.14%，測(cè)定其顯微硬度為1 035.2 HV，由此結(jié)果可以看出該層片狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈23∶6，證明該組織也為M23(C，B)6型碳硼化物.a點(diǎn)組織呈菊花狀，而b點(diǎn)組織呈層片狀，其形態(tài)不同，但經(jīng)過檢測(cè)它們都屬于M23(C，B)6型碳硼化物.在層片狀區(qū)域硼化物首先以非均勻形核方式長(zhǎng)大并吸收周圍的Cr、B和C等元素，同時(shí)促進(jìn)了奧氏體的形成和長(zhǎng)大，兩相相互促進(jìn)，交替形核，最終形成層片狀形貌.在菊花狀區(qū)域由于合金液相溫度高于共晶溫度，使得基體組織具有較高的過冷度，具有粗糙界面的固溶體生長(zhǎng)超前于具有平滑界面的硼化物而任意長(zhǎng)大，因而形成菊花狀共晶組織.c點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為17.61%，14.76%、16.11%和51.52%，測(cè)定其顯微硬度為1 238.6 HV，由此結(jié)果可以看出該塊狀組織中(Cr+Fe)∶(C+B)≈7∶3，證明該組織為M7(C，B)3型碳硼化物.d點(diǎn)主要元素C、B、Cr和Fe的原子分?jǐn)?shù)分別為6.75%、7.31%、3.7%和82.24%，測(cè)定其顯微硬度為561.7 HV，由此結(jié)果可知該處組織為固溶了少量C、Cr和B元素的基體組織.在堆焊合金中由于硼的原子半徑與碳相近，鉻的原子半徑與鐵相近，當(dāng)堆焊合金結(jié)晶形成碳化物時(shí)，硼能夠取代碳原子的位置固溶在碳化物中，而鉻原子可以置換部分鐵原子，所以形成了M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3多元復(fù)合碳硼化物.在共晶碳化物中鉻原子的置換和硼原子的固溶促使共晶碳化物產(chǎn)生了晶格畸變，因而組織的硬度和強(qiáng)度均得以提高.因此，M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3多元復(fù)合碳硼化物的生成有利于改善堆焊合金的耐磨性.

圖3 不同硼添加量下堆焊層的SEM形貌

圖4 硼添加量為3%時(shí)堆焊層的EDS分析

2.2 堆焊層的耐磨性分析

圖5為不同硼添加量下堆焊層的硬度和磨損量曲線.由圖5可見，當(dāng)不添加硼時(shí)，堆焊層硬度最低，磨損量最大.隨著硼的加入，堆焊層硬度增加，磨損量先減少后增加.當(dāng)硼的添加量達(dá)到3%時(shí)，堆焊層的磨損量達(dá)到最小值0.362 9 g，此時(shí)其硬度為61.5 HRC.繼續(xù)增加硼的添加量到4%時(shí)，堆焊層硬度達(dá)到最高值64 HRC，但磨損量與硼添加量3%時(shí)相比，卻出現(xiàn)了增加趨勢(shì).這是由于隨著硼添加量的增大，堆焊層中共晶硬質(zhì)相增多，基體組織和晶粒尺寸減小，初生奧氏體相逐步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，碳硼化物增多，因而可以促使堆焊層硬度增加[11].堆焊層硬度增加后，磨料很難楔入并進(jìn)行犁削，促使其耐磨性增加.但是，隨著硼添加量的不斷增大，當(dāng)基體組織減少并轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體后，則不能為大量共晶硬質(zhì)相提供良好的韌性支撐，導(dǎo)致共晶硬質(zhì)相在與磨料相互作用時(shí)容易成塊脫落，而且脫落的硬質(zhì)相還會(huì)成為堅(jiān)硬的磨料，因而堆焊層的耐磨性下降.由此可見，硼的最佳添加量為3%.

圖5 不同硼添加量下堆焊層的硬度和磨損量曲線

3 結(jié) 論

通過以上分析可以得到如下結(jié)論：

1)Fe-Cr-C-B堆焊合金的基體組織由馬氏體和少量殘余奧氏體組成，硬質(zhì)相由M3(C，B)、M23(C，B)6和M7(C，B)3相組成.隨著硼添加量的增多，基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，且菊花狀、層片狀和塊狀硬質(zhì)相增多.

2)M23(C，B)6和M7(C，B)3相硬度較高，當(dāng)其在組織呈均勻彌散分布時(shí)，能夠有效阻礙磨料的楔入與犁削作用，進(jìn)而可以提高堆焊合金的耐磨性.

3)當(dāng)硼的添加量為3%時(shí)，基體組織與共晶硬質(zhì)相之間達(dá)到最佳匹配，堆焊層硬度為61.5 HRC，磨損量為0.362 9 g，此時(shí)堆焊層耐磨性最佳.