呂 彥，余圣甫，行舒樂，劉雨龍，王樂虎

（華中科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢430074）

0 引 言

磨損會縮短機械工程設(shè)備的使用壽命，嚴(yán)重的還會引起機械設(shè)備事故［1］。多數(shù)情況下，因磨損而報廢的零部件，可以通過表面堆焊的方式在其表面堆焊一層具有優(yōu)良耐磨性能的不銹鋼或合金，使其表面重新滿足使用要求。鐵-鉻-碳耐磨堆焊合金以其優(yōu)異的性能和高性價比受到了研究者的關(guān)注［2-4］，但目前有關(guān)此堆焊層合金成分優(yōu)化的研究并不深入，所以，作者以鐵-鉻-碳三元合金系為基礎(chǔ)，通過添加不同含量的鉬和鎳，制備了一種焊接工藝性能優(yōu)良的馬氏體不銹鋼耐磨硬面藥芯焊絲，并采用埋弧焊堆焊方法在Q235鋼基體上進(jìn)行堆焊試驗，研究了鉬、鎳含量對堆焊層組織、硬度以及高溫耐磨性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

在2Cr13馬氏體不銹鋼藥芯焊絲配方的基礎(chǔ)上，按表1所示將合金粉混合均勻后，以優(yōu)質(zhì)低碳冷軋H08A 鋼帶作為藥芯焊絲外皮，軋制成φ4.0mm的藥芯焊絲，再經(jīng)過軋尖機拉拔成φ3.2 mm 的焊絲。焊絲的填充率為34%～36%。

采用MZ-1000型自動埋弧焊機，配合8106 燒結(jié)焊劑，在8mm厚的Q235鋼基體上堆焊五層，電源采用直流反接，焊接電壓為28～32V，焊接電流為300～340A，焊接速度為11.2 m·h-1，焊絲伸出長度為15～20 mm。焊后采用線切割的方法在堆焊層頂部取樣，將1?！?＃藥芯制備的堆焊層記為堆焊層1～3。

表1 藥芯的配方（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Component of flux-cored wire（mass） %

1.2 試驗方法

用HR-150AL 型洛氏硬度試驗機測堆焊層的硬度，測3個點取平均值；在LWD200-4CS型數(shù)碼倒置光學(xué)顯微鏡下觀察堆焊層的顯微組織；采用Quanta200型環(huán)境掃描電子顯微鏡（SEM）觀察碳化物的形貌，并進(jìn)行能譜（EDS）分析。

磨損試驗前，在堆焊層上制備尺寸為φ6mm×12mm 的銷形試樣，在MG-2000B型高速高溫摩擦磨損試驗機上進(jìn)行高溫磨損試驗，采用銷盤式結(jié)構(gòu)，對磨盤材料為42CrMo鋼，硬度為170～200HB，其主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.4%C，0.25%Si，0.65%Mn，0.95%Cr，0.20%Mo［5］。銷和盤試樣均被安裝在高溫爐的中央，爐溫通過熱電偶傳輸?shù)接嬎銠C，溫度由計算機控制在450℃，試驗條件為干摩擦，試驗盤轉(zhuǎn)速為271r·min-1，載荷為450N，磨損時間為40min。

用JA5003型電子天平（精度為0.1mg）稱量試樣磨損前后的質(zhì)量，磨損質(zhì)量為試樣磨損前后的質(zhì)量差。高溫摩擦磨損試驗示意如圖1所示。

圖1 高溫摩擦磨損試驗示意Fig.1 Schematic diagram of high temperature friction and wear test

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由圖2可見，鉬、鎳含量對堆焊層顯微組織有明顯影響。雖然3種堆焊層的顯微組織均由板條馬氏體、殘余奧氏體、碳化物組成，但與堆焊層1相比，堆焊層2中的馬氏體含量明顯增多，且晶粒得以細(xì)化，碳化物顆粒明顯增多；堆焊層3中的馬氏體組織粗大，呈片狀。

圖2 不同堆焊層的顯微組織Fig.2 MIicrostructure of deposited metals 1（a），2（b）and 3（c）

由圖3，4可以看出，堆焊層2的組織主要由馬氏體和殘余奧氏體組成，碳化物顆粒主要分布在晶界和馬氏體基體上，這些細(xì)小的第二相質(zhì)點為鉻、鉬等的復(fù)合碳化物，具有良好的強化作用，能顯著提高堆焊層的硬度和耐磨性。

2.2 對性能的影響

2.2.1 對硬度的影響

自制焊絲制備的堆焊層組織主要為板條馬氏體，其內(nèi)存在密度為（3～9）×1011cm-2的位錯，這種馬氏體的碳含量低，具有較高的強度和良好的韌性，抗開裂能力強，綜合性能良好［6］。

圖3 堆焊層2的XRD譜Fig.3 XRD pattern of deposited metal 2

圖4 堆焊層2中碳化物顆粒的SEM形貌及EDS譜Fig.4 SEM morphology （a）and EDS spectrum（b）of carbide particles in the deposited metal 2

由表2可見，各堆焊層金屬的硬度分布均勻，添加鉬、鎳后可以明顯提高堆焊層的硬度。在2Cr13不銹鋼藥芯焊絲堆焊層中，由于存在大量強碳化物形成元素鉻，堆焊金屬在冷卻過程中會形成大量初生M7C3碳化物，主要為（Fe，Cr，Mn）7C3。當(dāng)在焊絲中添加鉬后，可以改變初生碳化物的結(jié)構(gòu)，生成具有四元合金的間隙化合物（Fe，Cr，Mo，Mn）7C3，增加了初生碳化物的含量，在冷卻過程中還會形成結(jié)構(gòu)更復(fù)雜的二次碳化物（Fe，Cr，Mo，Mn）23C6，釘扎在基體中，阻止晶粒進(jìn)一步長大；同時鉬作為中強碳化物形成元素，在堆焊層中還會形成Mo2C，Mo2C在液相線以上約1 100 ℃開始析出?？梢姡f通過三個方面強化整個熔敷金屬，即直接生成初生Mo2C、強化初生M7C3和強化基體［7］。

表2 不同堆焊層的硬度Tab.2 Hardness of different deposited metals HRC

鎳是弱碳化物形成元素，在堆焊層金屬熔池形成過程中不與碳元素結(jié)合形成碳化物，但在冷卻過程中卻可以抑制貝氏體相變從而促進(jìn)馬氏體相變，因此添加鎳元素后，堆焊層的硬度得以提高。

當(dāng)同比例提高鉬、鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%時，堆焊層的硬度（與2%時相比）有所下降。這是因為隨著鉬質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，堆焊層金屬生成的δ相作用增強，當(dāng)鉬含量過高時，會使堆焊層金屬難以獲得單一的馬氏體組織，而且堆焊層熔池在冷卻過程中還可能會在奧氏體晶界和馬氏體板條邊界析出一種脆性的Laves相［8］，從而使堆焊層的硬度降低。

2.2.2 對高溫耐磨性能的影響

由圖5 可知，當(dāng)鉬、鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%，4%時，堆焊層的磨損質(zhì)量損失分別為3.6，7.2mg，分別較未添加鉬、鎳的下降了82.3%和64.5%。

圖5 鉬、鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)與磨損質(zhì)量損失之間的關(guān)系Fig.5 Relationship between Mo，Ni elements content and loss mass

材料的耐磨性受其顯微組織影響，如：殘余奧氏體的數(shù)量、硬質(zhì)相的分布、初生碳化物的尺寸等。添加適量的鉬元素一方面可以細(xì)化晶粒，晶粒細(xì)小晶界面積就會增加，晶界處原子排列相當(dāng)紊亂，晶界阻力大，使塑性變形和微裂紋很難由一個晶粒穿過晶界進(jìn)入另一個晶粒；另一方面，作為碳化物形成元素，形成的碳化物Mo2C均勻彌散地分布在基體中，生成的細(xì)小彌散第二相粒子與位錯交互作用，釘扎在奧氏體晶界上，阻礙位錯運動，從而使材料的強度和耐磨性提高［9］。

鎳是穩(wěn)定奧氏體元素，它可以與鐵無限互溶［10］，由于鎳的固溶，降低了γ→α的轉(zhuǎn)變速度，特別是增大了α-Fe的形核功，從而提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，造成組織中存在殘余奧氏體。殘余奧氏體有利于耐磨性的提高，這是因為一方面奧氏體和碳化物在界面上的結(jié)合很牢固，在磨損過程中，能有效防止碳化物脫落；另一方面在磨損時，部分奧氏體在應(yīng)力作用下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，體積增大，在馬氏體間產(chǎn)生壓應(yīng)力，降低了磨損表面的初始拉應(yīng)力，從而減緩裂紋的形成［11］。由圖5 可知，耐磨性并不是鉬、鎳的含量越高越好，當(dāng)它們的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到4%時，堆焊層中的馬氏體晶粒粗大，耐磨性反而降低。

在較高的溫度環(huán)境下，堆焊層表面形成了一層致密的氧化膜（如圖6所示）附著在基體表面，使摩擦過程變成在此氧化膜之間進(jìn)行，造成的磨損較小，能對基體起到較好的保護(hù)作用。

圖6 堆焊層2磨損表面、磨屑的SEM形貌和EDS譜Fig.6 SEM morphology wear surface （a）and abrasive dust（b）and EDS spectrum（c）of abrasive dust on weat surface of deposited metal 2

3 結(jié) 論

（1）自制馬氏體不銹鋼藥芯焊絲的堆焊層組織雖均由馬氏體、殘余奧氏體、碳化物，但顯微組織有較大的不同。

（2）添加鉬和鎳元素后能夠提高堆焊層金屬的硬度和高溫耐磨性，且當(dāng)鉬、鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均為2%時，得到的堆焊層的硬度和高溫耐磨性能均最好，硬度為47.8HRC，磨損質(zhì)量損失為3.6mg。

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