全自动气保焊制备Fe基堆焊层组织与性能研究

吕 迎，李俊刚，吴明忠，湛 兰，孙建波

（佳木斯大学材料科学与工程学院，黑龙江佳木斯154002）

0 前言

磨损主要发生在工件表面，是造成机械零件失效的主要形式。据统计，世界工业发达国家约30%的能源是以不同形式消耗于磨损，我国矿山、机械、农业、建筑等行业每年因磨损消耗的金属材料达300万t以上[1]。在金属材料或零件表面采用堆焊工艺熔敷耐磨合金层，既可修复材料因长期服役而导致的失效部位，又可强化材料或零件表面，对于合理使用材料、延长零件寿命以及节约能源具有重要的工程意义。在众多堆焊合金中，Fe-Cr-C系合金由于合金成分范围宽、价格低廉且综合性能好，成为重要的抗中低应力磨粒磨损合金。但在严重磨损的工况条件下，Fe-Cr-C系合金的耐磨性无法满足使用要求[2]。近年来，由于硼化物的高硬度和良好的热稳定性，将其作为主要硬质相应用于堆焊领域正受到材料界学者的重视[3-5]。本研究选择Fe-Cr-C为基础合金系，添加B、Ti和B4C，采用全自动CO2气体保护焊在Q235钢表面制备含硼堆焊合金，研究B4C的添加量对堆焊层组织和耐磨性的影响，以获得最优成分以提高Fe-Cr-C系堆焊合金的耐磨性。

1 试验方法和材料

试验用基体为Q235钢板，尺寸200mm×100mm×10mm。所用合金粉包括：高碳铬铁[w（Cr）=69%]、石墨[w（C）＞99.9%]、硼铁[w（B）=19.3%]、钛铁[w（Ti）=40.2%]、还原性铁粉[w（Fe）＞99%]、碳化硼[w（B4C）=98%]。试验采用CO2气体保护焊，焊丝为φ1.2mm的H08Mn2Si。

在电子天平上称量出不同质量分数的B4C粉和其他合金粉，并将其放入SFM-2行星混料机中以200 r/min转速混料1h后倒入研钵中，然后滴入适量稀释过的水玻璃作为粘结剂并搅拌均匀。在Q235钢板中央固定中空的长方形塑料模具，然后将合金粉放入模具的空心位置，用钢板压紧合金粉并用木锤连续敲击钢板3～5min，压制成尺寸为140mm×30mm×3mm的预制块。从模具中取出预制块，在室温自然风干24 h；将风干的预制块放入ZYH-30型自控远红外烘干箱中，先加热至50℃预热30min，防止预制块开裂；再升温至200℃，保温3h后取出。

堆焊设备采用KRⅡ350型CO2气体保护焊机，外接自位移小车和摆动系统，焊前在控制系统中输入焊接工艺参数，并调整焊丝与预制块的相对距离，通过遥控器控制焊枪在Q235钢板进行全自动堆焊。具体工艺参数为：焊接电流220 A，焊接电压25V，CO2保护气体流量15L/min，焊接速度2mm/s，摆幅宽度15mm。

采用HR-150A型数显示洛氏硬度测量堆焊层表面硬度，载荷150 kg，每组试样测试6点，然后计算平均值。采用HXS-1002K显微硬度计测试微观组织硬度，载荷50 g，加载时间5 s。在ML-100型磨粒磨损机上进行磨损试验，每组测试3个试样，堆焊试样尺寸为φ4×10mm，磨料为120目棕刚玉砂布，圆盘转速60 r/min，旋转1 500圈后用FA1004B型万分之一电子天平称量磨损量，并取平均值。采用OLYMPUS GX71倒置金相显微镜观察显微组织。利用Bruker D-8型X射线衍射仪分析堆焊层相组成。

2 试验结果和分析

2.1 堆焊层外观形貌

堆焊层外观成型如图1所示。由于采用全自动CO2气体保护焊进行堆焊，通过控制系统自动完成引弧、摆动送丝、焊接和收弧过程，可在钢基体实现高效、大面积的表面堆焊。堆焊层成形美观，鱼鳞纹均匀细密，堆焊层宽度与余高一致，表面无裂纹和气孔。

图1 堆焊层外观成形Fig.1 Appearance of the surfacing layer

2.2 堆焊层组织分析

堆焊金属的组织形态受B4C加入量的影响显著，其加入量的多少直接影响析出硬质相的种类、形态和数量，进而影响堆焊金属的硬度及耐磨性。Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊层金相组织形貌如图2所示。可以看出，该堆焊合金属于典型的亚共晶组织，由针状或胞状组织以及共晶组织构成。当堆焊合金未加B4C时，堆焊层上分布着黑色针状组织，周围分布着条状共晶组织。w（B4C）为10%时，堆焊层中出现粗大胞状晶，边界分布着网状共晶组织。随着B4C含量的增加，胞状晶尺寸减小，共晶组织呈网状分布且数量增加。

为判定堆焊合金的相组成，对试样进行X射线衍射和局部组织显微硬度分析。堆焊层的XRD图谱如图3所示，无B4C和w（B4C）10%堆焊层的显微硬度压痕分布如图4和图5所示。未加B4C的堆焊金属主要成分为Fe、共晶硬质相Fe2B和Fe3（C，B）。堆焊层中黑色针状组织之间以一定的夹角相交，针状组织及附近区域的显微硬度最高可达630 HV，根据形态和硬度确定该组织为针状马氏体，分布于奥氏体基体上；边界分布的条状共晶组织为共晶奥氏体+Fe2B和Fe3（C，B），显微硬度最高值为660HV。添加B4C后，堆焊合金中均出现胞状晶，含w（B4C）30%堆焊层中胞状组织的显微硬度最高值为550HV，确定该胞状组织为初晶奥氏体；共晶组织的显微硬度最高值为650HV，其成分为共晶奥氏体+Fe2B+Fe3（C，B）。

图2 堆焊层金相组织（500×）Fig.2 M icrostructure of the surfacing layer（500×）

图3 堆焊层XRD图谱Fig.3 XRD patterns of the surfacing layer

由上述分析可知，堆焊合金的结晶过程如下：当具有亚共晶成分的堆焊液态合金冷却至液相线时，开始从液相中析出初晶奥氏体γ-Fe，由于B、C元素在γ-Fe中溶解度很低，随着温度的降低，多余的B、C从晶体中排出，造成周围液相中B、C富集；当合金冷却至共晶温度时，发生L→γ-Fe+Fe2B共晶反应，直至液相完全消失；继续冷却时，初晶和共晶γ-Fe中的B、C溶解度继续降低，不断地向γ-Fe枝间扩散，并在晶界处析出形成Fe3（C，B）相。随着w（B4C）的增加，γ-Fe枝间扩散的 C、B 数量增多，生成的共晶组织数量增加；当温度快冷降至室温时，不加B4C的合金中γ-Fe部分转变成马氏体，加入B4C的合金，w（C）随之增加，而由于C是扩大γ-Fe相区的元素，可增加γ-Fe的稳定性，使γ-Fe相区扩大到室温，因此添加B4C的堆焊层在室温下仍然保持初晶γ-Fe的形态。

2.3 堆焊层界面形貌

堆焊层界面形貌如图6所示。可以看出，堆焊层与基材交界处形成过渡区，即熔合区。在堆焊过程中，由于堆焊层材料与基体材料成分不同，在熔合区如果产生脆性相，将恶化堆焊层性能，因此熔合区是堆焊结构最薄弱的部位。本研究中堆焊合金为Fe基合金，基体金属为Q235钢，两者物理相容性和冶金相容性好，且堆焊金属由韧性好的奥氏体和一定硬度的共晶组织组成，达到韧性和硬度的综合匹配，因此熔合区未出现裂纹或剥离。

图4 w（B4C）=0%堆焊层显微硬度压痕Fig.4 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ithout B4C

图5 w（B4C）=30%堆焊层显微硬度压痕Fig.5 M icrohardness indentation of the surfacing layer w ith w（B4C）=30%

图6 堆焊层界面形貌（200×）Fig.6 Interfacemorphology of the surfacing layer（200×）

2.4 堆焊层硬度与耐磨性

堆焊层的耐磨性主要取决于其化学成分、硬质相的数量、形态和分布，以及硬质相与基体匹配关系[6]。由于堆焊层中加入一定量的Cr和Ti，可部分固溶于γ-Fe中形成固溶体，强化组织。此外，B4C的加入对堆焊层硬度及耐磨性影响显著。Fe-Cr-CB-Ti-B4C堆焊层的洛氏硬度与磨损量如表1所示。未加B4C时，堆焊层基体为针状马氏体+残余奥氏体，并且条状共晶相Fe2B和Fe3（C，B）数量较少，所以堆焊层硬度仅为52.5 HRC，磨损量最大。随着w（B4C）的增加，共晶组织中Fe2B和Fe3（C，B）硬质相数量增加，使得堆焊层硬度逐渐增加，磨损量降低；w（B4C）＝20%时，磨损量最低，耐磨性最好；当 w（B4C）＝30%时，其硬度达到最大值61.3 HRC，但由于γ-Fe周围分布着大量连续的共晶组织，这种网状结构破坏了基体的连续性，使硬度较低的γ-Fe基体无法承受石英砂磨粒强烈的切削作用，导致堆焊合金的磨损量高于w（B4C）＝20%的堆焊层。

3 结论

（1）采用全自动CO2气体保护焊在Q235钢板上制备Fe-Cr-C-B-Ti-B4C堆焊层，其成形美观，表面无裂纹和气孔，界面无开裂。

（2）堆焊合金属于亚共晶组织，无B4C的堆焊层组织为针状马氏体、残余奥氏体以及共晶组织；添加B4C后，堆焊合金由胞状初晶奥氏体和共晶组织组成。共晶组织由共晶奥氏体、Fe2B和Fe3（C，B）组成。

（3）随着w（B4C）增加，堆焊层硬度逐渐增加，含w（B4C）=30%的堆焊层硬度最高，为61.3 HRC；磨损量先升高后降低，当w（B4C）＝20%时堆焊层耐磨性最佳。

表1 堆焊层洛氏硬度与磨损量Table 1 Rockwell hardness and wear loss of the surfacing layer

[1]宋绪丁．高硼铁基系列铸造耐磨合金研制及其应用研究[D]．陕西：长安大学，2008．

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[6]王伟．堆焊过程中横向磁场对镍基高温合金组织和性能的影响[J]．昆明冶金高等专科学校学报，2013，29（5）：1-4.