劉政軍， 劉玲玲， 張?zhí)飕B， 蘆昊天， 蘇允海

(1. 沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870； 2. 哈爾濱鍋爐廠有限責(zé)任公司 質(zhì)量檢驗(yàn)處， 哈爾濱 150046)

磨損失效是許多機(jī)械失效的主要原因，在提高設(shè)備使用壽命并延長設(shè)備維修周期的眾多方法中，在零部件表面熔敷一層耐磨性較好的金屬層，從而提高零部件的耐磨性能是最重要的方法之一[1].若堆焊層中含碳或碳化物的形成元素較多，堆焊層的耐磨性能將會更加優(yōu)良.Fe-Cr-C系合金是應(yīng)用較為廣泛的堆焊合金體系之一[2]，在此合金體系中堆焊層耐磨性能的提高是通過形成初生Cr7C3等碳化物實(shí)現(xiàn)的，但應(yīng)注意控制Cr元素的含量，過多的Cr元素會影響基體奧氏體化與馬氏體化的程度，從而導(dǎo)致堆焊層硬度降低[3].因此，需要找到能夠代替Cr元素并可以形成其他強(qiáng)化相的元素來解決上述問題，而取代Cr的常用元素包括Ti、Nb、V等強(qiáng)碳化合物形成元素.

Nb是強(qiáng)碳化物形成元素，同時也是強(qiáng)氮化物形成元素.堆焊合金中Nb的加入能夠顯著細(xì)化晶粒[4]，并生成高硬度且彌散分布的NbN顆粒，從而增加合金韌性并提高堆焊層的耐磨性能.現(xiàn)有研究主要通過采用碳和合金元素形成碳化物質(zhì)點(diǎn)的方法來提高堆焊層的耐磨性能[5]，進(jìn)而提高堆焊層的使用性能.由于硬面合金的碳當(dāng)量較高，因而存在塑性較低、易剝落與高溫穩(wěn)定性較差等缺點(diǎn)[6-7].在氮與碳均為間隙溶質(zhì)原子的前提下，相比碳原子氮在鐵基金屬固溶體中具有更好的均勻分布能力，且更易形成彌散分布的細(xì)小強(qiáng)化相.現(xiàn)有研究成果[8]表明，氮對焊接性能的影響較小，且在焊接過程中不會導(dǎo)致焊接裂紋的產(chǎn)生，因此，利用氮對堆焊硬面合金進(jìn)行合金化，通過晶粒細(xì)化和第二相質(zhì)點(diǎn)的彌散析出來增強(qiáng)硬面合金的強(qiáng)韌性與耐磨性具有不可估量的發(fā)展空間.一些材料的內(nèi)部組織完全可以滿足使用性能的要求，但這些材料的表面耐蝕性、耐磨性及抗焊接裂紋性較差，可以通過在材料表面堆焊一定厚度且包含一定量氮及其微合金化合物形成元素的硬面合金來改善材料表面的耐蝕性、耐磨性與抗焊接裂紋的能力，這種處理方法在簡化材料整體增氮生產(chǎn)工藝過程的同時，又節(jié)省了合金元素的添加量，因而不失為一種經(jīng)濟(jì)且行之有效的方法.氮合金化具有穩(wěn)定奧氏體區(qū)并提高殘余奧氏體含量的作用，因而能夠提高硬面合金的韌性[9].在傳統(tǒng)Fe-Cr-C堆焊合金系的基礎(chǔ)上，本文研制了一種新型耐磨藥芯焊絲配方，通過向焊絲配方中加入鈮鐵和氮化鐵的方式引入Nb和N元素，并通過調(diào)節(jié)鈮鐵粉和氮化鐵粉的含量配比來改變堆焊層金屬中Nb和N元素的含量，研究了Nb和N元素對堆焊層組織和性能的影響.

1　材料及方法

藥芯焊絲的藥皮為H08A鋼帶，藥芯焊絲的填充粉末由高碳鉻鐵(w(Cr)=60.8%)、鈮鐵(w(Nb)=55%)、氮化鐵(w(N)=11.1%)、Al粉、螢石、氧化鈣與還原鐵粉等組成.將藥粉進(jìn)行過濾篩選、烘干、混合與均勻攪拌后，采用藥芯焊絲成型機(jī)進(jìn)行藥芯焊絲的成型軋制.本文采用自保護(hù)藥芯焊絲明弧堆焊方法[10]，并選用購自唐山開元特種焊接設(shè)備有限公司的MZC-1250型埋弧焊焊機(jī)進(jìn)行焊接.

堆焊工藝參數(shù)主要包括焊接電流、焊接電壓、焊接速度和層間溫度.對于自保護(hù)藥芯焊絲明弧堆焊方法而言，選擇合適的堆焊工藝參數(shù)是保證堆焊層的成型性、化學(xué)成分和力學(xué)性能的首要條件.經(jīng)過多次調(diào)試后得到自保護(hù)明弧堆焊的最佳工藝參數(shù)，結(jié)果如表1所示.

表1　自保護(hù)明弧堆焊的最佳工藝參數(shù)Tab.1　Optimal technological parameters for self protection open arc surfacing

當(dāng)進(jìn)行堆焊試板的表面清潔時，需要采用角磨機(jī)清理掉試板表面的油污、鐵銹與氧化皮等，必要時需要采用丙酮進(jìn)行清洗.按照表1中的焊接工藝參數(shù)進(jìn)行焊接.在具體焊接過程中，沿試板一側(cè)進(jìn)行連續(xù)縱向堆焊，由于母材對堆焊合金具有稀釋作用，因此，焊板的第一道堆焊金屬并不能充分反映出所研制藥芯焊絲熔敷金屬的成分、硬度和磨損失重情況.為了減少上述稀釋作用的影響，需要將堆焊試板冷卻到層間溫度后再進(jìn)行第二道堆焊，且第二道焊縫的中心位置應(yīng)沿第一道焊縫的中心位置進(jìn)行堆焊，堆焊試樣截面示意圖如圖1所示.

圖1　堆焊試樣截面示意圖Fig.1　Schematic cross section of surfacing specimen

采用金相切割機(jī)、預(yù)磨機(jī)、拋光機(jī)等進(jìn)行金相試樣制備，金相試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，之后對試樣進(jìn)行砂紙打磨與拋光.完成上述操作后利用清水沖洗試樣，然后在試樣表面涂上酒精，待其風(fēng)干后利用OLM PUSBX-6型光學(xué)顯微鏡觀察試樣，若試樣表面無劃痕則進(jìn)行腐蝕處理.由于堆焊層的耐腐蝕性較好，浸蝕試劑選用硝酸酒精溶液.采用光學(xué)顯微鏡對試樣進(jìn)行顯微組織觀察，采用JSM-6700F型掃描電子顯微鏡對堆焊層組織進(jìn)行觀察分析，同時進(jìn)行EDS分析從而確定所分析位置的元素種類與含量.采用布魯克E3型X射線衍射儀對金相試樣表面進(jìn)行相組成分析.采用MLS-23型濕砂橡膠輪磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損試驗(yàn).采用HR-150A型洛氏硬度計(jì)測定堆焊層的硬度.

2　結(jié)果與分析

2.1　組織分析

固定N元素的添加量為2.5%，通過改變Nb元素的添加量獲得不同堆焊層，所得堆焊層的顯微組織如圖2所示.

圖2　不同堆焊層的顯微組織Fig.2　Microstructures of different surfacing layers

由圖2可見，加入Nb元素后，在堆焊層的顯微組織中出現(xiàn)了四邊形硬質(zhì)相.結(jié)合XRD分析結(jié)果可知，生成的NbN硬質(zhì)相分布于基體中，硬質(zhì)相形狀為多邊形且以菱四邊形居多.隨著Nb元素含量的增加，NbN硬質(zhì)相的數(shù)量也逐漸增加，當(dāng)Nb含量在一定范圍內(nèi)升高時，M7C3(M表示Fe、Cr等元素)型初生碳化物也隨之增多.這是因?yàn)樵谶^共晶成分堆焊合金中，隨著初生NbN相的析出，在析出相的周圍會出現(xiàn)Fe、Cr等元素的富集，在焊接空冷的過程中富集的Fe、Cr元素因其原子半徑較大且運(yùn)動速度較慢而使得擴(kuò)散速度受到影響，而C、N等元素的原子半徑較小且相對而言其運(yùn)動速度較快，因而使得由于析出NbN硬質(zhì)相而消耗的部分碳元素得到一定程度的補(bǔ)充，從而有利于M7C3型碳化物的析出.

當(dāng)堆焊層中N元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%且Nb元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時，堆焊層的XRD圖譜如圖3所示.

圖3　堆焊層的XRD圖譜Fig.3　XRD spectrum of surfacing layer

由圖3可見，堆焊層組織主要包括α-Fe、M7C3、NbN和NbC.當(dāng)Nb和N元素含量與C元素含量相匹配時，則足以滿足形成硬質(zhì)相的要求.此外，采用埋弧焊設(shè)備進(jìn)行自保護(hù)明弧堆焊時，熔池具有較高的冷卻速度和較低的稀釋率，堆焊層中形成了數(shù)量較多的硬質(zhì)相，因而有利于提高堆焊層的整體硬度和耐磨性.

2.2　能譜分析

硬質(zhì)相EDS分析結(jié)果如表2所示.表2可以表示出硬質(zhì)相中存在元素的相對百分含量，從而得到堆焊合金表面某點(diǎn)的相對成分，進(jìn)而確定各相的具體化學(xué)成分.

表2　硬質(zhì)相EDS分析結(jié)果Tab.2　EDS analysis results for hard phases　%

選用w(N)=2.5%、w(Nb)=8%的試樣進(jìn)行能譜分析.堆焊層組織與A點(diǎn)能譜如圖4所示.由圖4可見，A點(diǎn)處于四邊形亮白色相區(qū)域，且主要由C、N、Nb及少量Cr、Fe等元素組成.結(jié)合XRD分析結(jié)果基本可以判斷此四邊形亮白色相為NbN相.這是因?yàn)榇颂嶯b和N的含量很高，遠(yuǎn)超過其他元素的含量，因此，將此處判斷為NbN硬質(zhì)相是合理的.

圖4　堆焊層組織與NbN相能譜Fig.4　Microstructure of surfacing layer and EDS spectrum of NbN phase

同樣選用w(N)=2.5%、w(Nb)=8%的試樣進(jìn)行能譜分析.堆焊層組織與B點(diǎn)能譜如圖5所示.

圖5　堆焊層組織與M7C3相能譜Fig.5　Microstructure of surfacing layer and EDS spectrum of M7C3 phase

由圖5可見，B點(diǎn)處于帶狀晶間析出物上，此處存在的主要元素為C、Cr和Fe.結(jié)合XRD分析結(jié)果基本可以判斷此處為M7C3相.這是因?yàn)榇颂嶤r和C的含量非常高，且從相分布來看面積也很大，因此，判斷此處為M7C3相也是合理的.由于M7C3相可以起到類似于耐磨骨架的作用，因而堆焊層可被骨架支撐起來.M7C3相同時也可將其他硬質(zhì)相包含其中，并起到良好的復(fù)合耐磨作用.硬質(zhì)相可對合金組織起到保護(hù)作用，而M7C3相可對合金組織起到支撐和加固的作用[11].

綜合圖4、5可知，堆焊層組織中呈四邊形的亮白色相為NbN相，淺灰色析出相為碳化物M7C3型組織，而灰色相即為堆焊合金基體，結(jié)合XRD分析結(jié)果，可以推斷出灰色相應(yīng)該是由馬氏體與殘余奧氏體構(gòu)成的基體組織.

2.3　耐磨損性能分析

2.3.1Nb元素含量對磨損量的影響

圖6為磨粒磨損示意圖.表3為不同Nb含量下堆焊層的磨損量.

圖6　磨粒磨損示意圖Fig.6　Schematic abrasive wear

w(Nb)/%磨損前質(zhì)量/g磨損后質(zhì)量/g磨損量/g0139.371138.9800.3914147.759147.4580.3016119.350119.0780.2728136.280136.0690.21110144.141143.9610.18012120.731120.5500.181

觀察表3可以發(fā)現(xiàn)，隨著Nb元素含量的增加，磨損量先減少后增加，當(dāng)Nb元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時，試樣的磨損量最小，表明此時試樣的抗磨損能力最強(qiáng).當(dāng)Nb含量超過10%時，試樣的磨損量隨之增大，這是由于堆焊層整體硬度下降所致.同時，基體中部分硬質(zhì)相會發(fā)生脆性斷裂和剝落，而在剝落處留下的細(xì)小孔洞使得磨料的磨削作用成倍增加，與此同時這些硬度較高的細(xì)小塊體脫落物本身也可以成為磨料的一部分，從而使得磨損加劇，進(jìn)而導(dǎo)致堆焊層的磨損量有所增加.

當(dāng)合金元素添加量較少時，在熔池反應(yīng)階段由于元素濃度未達(dá)到形成足量硬質(zhì)相的條件，因此，形成了數(shù)量較少的硬質(zhì)相，而硬質(zhì)相稀少將會導(dǎo)致堆焊層整體的平均硬度水平偏低，從而使得磨損量偏大.當(dāng)添加過多合金元素時，因?yàn)镹b與C、N元素具有較強(qiáng)結(jié)合能力，將會使得熔池中的C、N元素濃度下降，因而會對鉻的碳氮化合物的數(shù)量和形態(tài)產(chǎn)生較大影響.同時，過多的合金元素還會使熔池流動性變差，因而形成的硬質(zhì)相來不及擴(kuò)散而出現(xiàn)偏聚分布現(xiàn)象.此外，在磨損過程中瞬時應(yīng)力的產(chǎn)生、耐磨框架的團(tuán)聚失效與基體本身的韌性不足，都會導(dǎo)致硬質(zhì)相的脆性斷裂和剝落行為的發(fā)生，從而在磨料磨損過程中會對堆焊層表面產(chǎn)生二次磨損[12]，這也是導(dǎo)致磨損量增大的一個關(guān)鍵因素.

堆焊層組織由基體、NbN和M7C3相組成，其中NbN相呈四邊形狀，M7C3相呈條狀.當(dāng)磨痕沿著由NbN和M7C3相互交錯穿插構(gòu)筑的耐磨骨架擴(kuò)展時，磨損路徑曲折，且磨損阻力增大，這是堆焊合金呈現(xiàn)出優(yōu)良耐磨性能的最直接原因.

2.3.2N元素含量對磨損量的影響

表4為不同N含量下堆焊層的磨損量.根據(jù)表4可以清晰地觀察到合金元素添加量與堆焊層耐磨性能的關(guān)系.當(dāng)合金元素添加量較多時，合金元素的固溶作用既可以使基體組織達(dá)到固溶強(qiáng)化的效果，又可以在熔池反應(yīng)階段生成足夠數(shù)量的硬質(zhì)相，這對提高堆焊層的硬度和耐磨性能均具有重要作用.由表4可見，當(dāng)N元素添加量超過2%時，磨損量開始逐漸減小.這是因?yàn)榧尤隢元素能夠在堆焊層中形成較多數(shù)量的氮化物硬質(zhì)相，因而磨損量隨著N元素含量的增多而減小.當(dāng)N元素的添加量為3%時，堆焊層的硬度最大，抗磨損能力最強(qiáng)，磨損量最低.

表4　不同N含量下堆焊層的磨損量Tab.4　Wear weight loss of the surfacing layers with different contents of N

2.4　硬度分析

采用洛氏硬度計(jì)對堆焊層表面的宏觀硬度進(jìn)行測量，在具體試驗(yàn)中需要對相同表面不同位置的9個點(diǎn)進(jìn)行測量，去掉一個最大值和一個最小值，然后取其余數(shù)據(jù)的平均值作為該堆焊層的硬度值.圖7為添加不同元素時堆焊層的硬度.

圖7　添加不同元素時堆焊層的硬度Fig.7　　　　Hardness of surfacing layer with adding different elements

由圖7a可見，隨著Nb元素含量的增加，堆焊層硬度先升高后下降，硬度曲線中的硬度最大值約為57.06 HRC.觀察圖7a可以發(fā)現(xiàn)，曲線硬度的最大值與最小值存在較大差距，這是由堆焊層內(nèi)部組織分布不均勻引起的，且可以歸因于基體和硬質(zhì)相硬度的不同.此外，Nb含量的增加可以促使堆焊層中的NbN相含量增多，同時硬度測試為隨機(jī)選點(diǎn)，洛式壓頭打在基體和NbN相上的差別很大，因此，硬度數(shù)據(jù)波動較大.由圖7b可見，當(dāng)N元素含量為3%時，堆焊層硬度達(dá)到最大值58.6 HRC，磨損量達(dá)到最小值0.173 g.這是由于在堆焊過程中熔池溫度高達(dá)1 000 ℃以上，高溫下N元素能夠有效縮小奧氏體區(qū)，并減少奧氏體組織的數(shù)量.同時N元素在奧氏體中溶解度極低，熔池中的大部分N元素以NbN等形式出現(xiàn)，且其數(shù)量隨N元素的增加而增多，致使奧氏體穩(wěn)定性下降并加劇分解，從而形成共晶組織分布于堆焊層中.此外，堆焊層金屬在焊后快速冷卻條件下可以得到大量馬氏體組織，而馬氏體本身具有很高的硬度，因此，有利于顯著提升堆焊層的硬度.當(dāng)N元素添加量超過3%時，大量氮化物的形成抑制了硬質(zhì)相的長大，堆焊層的平均硬度和磨損量呈現(xiàn)明顯下降.這是因?yàn)楫?dāng)N元素固溶量達(dá)到飽和狀態(tài)時，不僅會影響基體馬氏體化程度，而且由于藥芯粉末中C元素的含量是有限的，加之還含有其他碳化物形成元素Cr、Nb等，使得過剩的N元素不能以硬質(zhì)相的形式存在.因此，N元素的添加量應(yīng)控制在3%左右，此時N元素含量可以和Cr、C元素相匹配，因而較易形成硬質(zhì)相，從而達(dá)到良好的強(qiáng)化效果.

3　結(jié)　論

通過以上試驗(yàn)分析可以得到如下結(jié)論：

1) N和Nb元素在堆焊層中可以通過冶金反應(yīng)生成高硬度的硬質(zhì)相NbN.

2) 適當(dāng)?shù)暮辖鹋浔瓤墒苟押笇拥挠捕群湍湍バ阅芫玫斤@著提高，此時硬質(zhì)相NbN能夠配合碳化物M7C3共同保護(hù)基體，因而可以獲得更為優(yōu)良的耐磨效果.

3) 當(dāng)藥芯焊絲中w(N)=3%、w(Nb)=10%時，堆焊層硬度達(dá)到最大值58.6 HRC，磨損量達(dá)到最小值0.173 g，此時試樣的抗磨損能力最好.