合金堆焊（精选4篇）
合金堆焊 篇1
作为一种新型耐磨材料,高硼合金因其含有一定数量的热稳定性好、显微硬度HV高的硬质相颗粒,如:Fe2B(1400～1500),FeB(1800～2000),表现出较好的耐磨粒磨损性能[1],与高铬铸铁合金相比,所需Cr, Ni, Mo等合金化元素量少,经济适用性好。高硼合金通常以铸造成型为主[2,3],而较少以表面熔敷,即誉为“再制造工程”[4]的堆焊方法制备,如用于推土机铲刃、犁铧、泥浆泵叶轮、粉尘排除叶片等零件表面的耐磨层堆焊制造或者修复就极为合适。此外,研究的高硼合金含硼量大多位于1.5%(质量分数,下同)以下,显微组织属于亚共晶结构,其硼化物的典型形态是硼原子优先扩散到晶界等缺陷处而形成的网状或树枝状结构[5],由于α-Fe等基体组织数量偏多,高硼合金的优良耐磨粒磨损性能尚未得到充分挖掘。E. Badisch等[6],F. Bergman等[7]的研究结果显示,当磨粒比初生碳化物显微硬度低时,粗大初生碳化物可有效抵抗磨粒磨损。受上述研究结果启发,并结合以B4C化合物加入形式硼含量增加一定程度时,堆焊硼合金开裂的特点[8],通过采用硼铁(含硼量18%),控制合金中碳含量,并配合改变其他合金组份加入形式,进一步降低材料成本,采用药芯焊丝埋弧堆焊方法制备了硼含量为2.2%～3.8% 的含有初生M2B相的过共晶高硼合金,对其显微组织及耐磨性进行分析研究。
1 实验
1.1 高硼合金制备
药芯焊丝外皮采用16mm×0.3mm的H08A钢,药芯由金属铬(99%Cr)、钒铁(50%V)、硼铁(18%B)、钛铁(30%Ti)、银片石墨(含碳量98%以上)、碳化硼(B4C)、还原铁粉等粉末原料组成。所有药粉研磨过60目筛,称量,混合,搅拌均匀,由药芯焊丝成型机YHZ-1轧制为ϕ4.4mm粗丝,以每次减径0.2mm、经拉丝模拉拔减径至ϕ3.2mm使用。
在150mm×75mm×16mm的Q235钢试板上,药芯焊丝用交流埋弧焊机MZ-1000堆焊三层,工艺参数如表1所示,焊剂HJ260。焊后焊渣自动脱落,焊缝表面光洁,无裂纹等缺陷。试样表面磨平后用HR-150洛氏硬度计测试硬度,所制备高硼合金成分及其硬度值如表2所示,其成分(质量分数/%)为:0.1～1.0 C,11～13 Cr,2.5～3.2 V,2.3～3.8 B,0.5～1.0 Ti,0.5～0.8 Si,0.6～0.9 Mn,余量为Fe。另外,由于药芯焊丝的包粉量有限,以硼铁和少量B4C粉代替部分金属铬加入,制备了0.75% C,4%～5% Cr,2.5%～3.2% V,3.6%～3.8% B的5#高硼合金。
1.2 显微组织及相结构分析
在堆焊焊缝中间线切割制备12mm×10mm× 25mm金相试样,用体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀。用光学显微镜Axiovert40MAT观察和分析显微组织;用JSM-6360LV扫描电镜观察硼化物的形貌。
D/MAX2550VB型X射线衍射仪定性分析高硼合金的物相,衍射样品采用粉末试样,水冷切取堆焊合金表层金属,敲碎,研磨为粉末。
1.3 耐磨粒磨损试验
采用MLS-23型湿砂橡胶轮式磨损试验机进行耐磨粒磨损试验,线切割加工制备57mm×25.5mm×6mm耐磨性试样,参数为:橡胶轮直径178mm,邵尔硬度60,所加砝码重24.5N,橡胶轮转速240r·min-1,砂浆比例为1.5kg石英砂(250～425μm)配1kg水。
试样先预磨1000转,冲洗干净,吹干,称初重M0,然后再实验1000转后清洗吹干,称重M1,(M0-M1)即为试样磨损绝对失重量ΔM。以1#堆焊合金作为标准试样,用相对耐磨性ε来表征高硼堆焊合金的耐磨性。
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式中ΔM0为标准试样的磨损失重。
实验结束后,将试样表面用无水乙醇清洗,吹干,用JSM-6360LV扫描电镜观察磨损表面形貌。
2 结果与讨论
2.1 高硼堆焊合金的显微组织及相分析
高硼堆焊合金的金相组织如图1所示,其XRD谱如图2所示。由图1和图2可知,其基体组织由α-Fe铁素体(浅灰色)+马氏体(深灰色)+少量奥氏体γ-Fe组成,硬质相则由大量白色的板条状、块状和针状等M2B型、条状M3(B,C)型硼化物和点状碳化物V2C构成。
从Fe-B二元相图[9]可知,当硼含量高于3.8%,熔体温度冷却至1149℃,L3.8(硼含量为3.8%的液相)→γ-Fe+Fe2B,加入强铁素体化元素Cr,V,Fe-B合金的共晶成分转变点向左偏移,形成硼含量低于3.8%的过共晶组织。由于Cr,V等金属原子代替了部分铁原子,致使初生Fe2B改变为M2B,M代表Fe,Cr,V等金属原子。高硼合金的相变过程可描述为:L→M2B(初生相)+L→M2B(初生相)+共晶组织(γ-Fe+M2B)→M2B(初生相)+共晶组织 (α-Fe+M2B)。富碳含硼的γ-Fe析出V2C,M3(B,C),转变为铁素体或者马氏体,即有:共晶γ-Fe→α-Fe+ M3(B,C)+V2C,实际共晶组织为:α-Fe+M2B+M3(B,C)+ V2C,而图2(a)所示M3(B,C),V2C相XRD特征峰强度低可知,这两相数量少,但一定数量细小V2C相颗粒弥散析出,使α-Fe晶粒减小,合金韧性增强。
图1(d)显示,硼含量3.6%～3.8%的5#合金具有大量密集分布的四边形初生相,而图2(b)所示其硬质相有M2B,M3(B,C),V2C和B4C,其中M2B相特征衍射峰强度高,可确定该初生相为M2B型硼化物。对比图1(a)～(c)可知,初生M2B相数量主要取决于堆焊合金的硼含量。
0.7%C的3#试样初生M2B相比0.1%C的1#试样尺寸明显大,而1.0%C的4#试样,其初生M2B相尺寸减小,这表明,碳含量显著影响高硼合金初生M2B相的颗粒尺寸。
由于碳原子比硼原子体积小,且从Fe-B二元相图可知,硼在γ-Fe最高溶解度也只有0.02%[9],这导致碳原子优先占据γ-Fe相的间隙空间,其结果相当于排斥硼原子,致使局部区域硼浓度增加,有利于M2B相长大。但碳含量过高,γ-Fe相组织稳定且数量增多,而Guo Changqing等[10]认为固溶Cr,V和Ti等合金化元素增大γ-Fe晶格畸变,使γ-Fe中硼的溶解度提高至0.185%～0.515%,从而使局部区域硼原子浓度下降,M2B相尺寸减小。
图3为高硼合金的硼化物形态,其初生硼化物呈板条状、块状分布,而共晶硼化物则以针状、鱼骨状和蜂窝状等形态分布,其中图3(a)所示1#合金初生M2B板条相宽度为10～20μm,图3(b)所示3#试样该相宽度为20～40μm,颗粒尺寸偏小,而图3(c)所示5#合金M2B初生相为四方形,颗粒长宽为15～25μm,且均匀分布。由此可知,高硼合金的硼、碳含量均对其初生硼化物形态和颗粒影响较大。
2.2 堆焊合金的耐磨性
2.2.1 碳含量对高硼合金硬度及耐磨性的影响
碳含量对高硼合金的宏观硬度和相对耐磨性ε的影响如图4所示。由图4可知,硬度和相对耐磨性ε随碳含量提高,均为先增加后下降。如0.1%C,硬度HRC仅为41.2;0.7%C,硬度高达66.5,ε从1.0提升至5.6;但碳含量增至1.0%,硬度降至62,ε仅为1.6。另从图3可知,1#试样的共晶组织多,初生M2B相颗粒小;3#的初生M2B相大,共晶组织少。由于长且宽的初生M2B相可以有效阻碍金刚石压头或者磨粒压入,从而合金表现高的宏观硬度和耐磨性。这说明,碳含量改变,引起高硼合金中初生M2B相尺寸变化,从而影响其硬度及耐磨性。
2.2.2 表面磨损形貌
从1#, 3#和5#试样的表面磨损形貌(见图5)可以看出,经过耐磨粒磨损试验后,三者表面均有沟槽与显微裂纹,但沟槽深度与裂纹形态不同,这表明形成磨损碎屑的机制有两种:显微切削与断裂。图5(a)显示,1#试样磨粒切削沟槽较多且较深,显微裂纹较少;与1#试样相比,图5(b)所示3#合金切削沟槽深度显著降低,部分区域出现碎裂、剥落现象;图5(c)所示的5#试样的沟槽深度进一步减小,碎裂、剥落区域面积扩大。与图3进行对比分析,可知这些碎裂区域主要位于初生M2B相颗粒之间,即为共晶组织。这表明,随着初生M2B相体积分数增加,其磨损机制逐渐从磨粒的显微切削为主,转变为显微断裂和显微切削共存。
在以磨粒显微切削为主要机制的磨损中,大量细小弥散分布的硬质相颗粒提高合金强度,增加磨粒锲入合金表面及其切削运动的阻力,但部分细小颗粒随切屑流失而丧失耐磨质点作用。粗大初生M2B相嵌入深,不易脱落,显微硬度高,既可有效抵抗磨粒压入,又阻碍磨粒的显微切削运动,从而显著改善合金的耐磨粒磨损性能,但初生M2B相过多,共晶组织聚集,断裂韧性下降,裂纹形成和扩展等导致颗粒剥落而造成磨损量增加,微观断裂机制逐渐占主导地位。
3 结论
(1) 高硼堆焊合金(0.1%～1.0% C,4%～13% Cr, 2.5%～3.2% V,2.2%～3.8% B)的基体组织由α-Fe+少量γ-Fe组成,硬质相则由大量的初生M2B型、少量的共晶M2B型、M3(B,C)型硼化物和V2C构成,其中M代表Fe,Cr,V等金属元素,碳含量改变,引起初生M2B相尺寸改变而影响其硬度及耐磨性。
(2)随高硼合金初生M2B相体积分数增加,磨损机制逐渐从显微切削为主,转变为显微断裂和显微切削共存,初生M2B相尺寸对耐磨粒磨损性能影响显著。
参考文献
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合金堆焊 篇2
1 在阀门密封面的焊接生产过程中, 常见的焊接缺陷主要有裂纹、硬度不够、气孔等问题
目前使用的焊接方法主要是非熔化极钨极氩弧焊。使用的堆焊焊丝为司太立 (stellite) 6 钴基堆焊焊丝。其材质具有很好的红硬性和抗高温氧化性, 塑性和耐磨性较好, 能承受冷热条件下的冲击, 可以切削加工。焊层硬度:HRC (洛氏硬度) 35~45。使用的母材为WC9, 即12Cr Mo V珠光体耐热钢。其焊接性主要存在两个问题:
1.1 淬硬倾向较大, 易产生冷裂纹。多出现在焊缝和热影响区中。珠光体耐热钢中含有一定量的铬和钼及他合金元素, 因此, 在焊接热影响区有较大的淬硬倾向, 焊后在空气中冷却, 热影响区常会出现硬脆的马氏体组织, 在低温焊接或焊接刚性较大的结构时, 易产生冷裂纹。1.2 焊后热处理过程中易产生再热裂纹。珠光体耐热钢含有Cr、Mo、V、Ti、Nb等强烈的碳化物形成元素, 从而使焊接接头过热区在焊后热处理 (消除应力退火) 过程中易产生再热裂纹 (或称消除应力处理裂纹) 。
2 由于堆焊的主要目的在于发挥表面堆焊合金的性能, 所以需注意以下的特点
a.堆焊层合金成份是决定堆焊效果的主要因素。因此必须根据具体情况, 合理制定堆焊层的合金系统, 这样才能使堆焊零件具有较高的使用寿命。b.尽量降低稀释率是安排堆焊工艺的重要出发点。堆焊层一般含有较多的合金元素, 而零件的基体往往采用普通碳钢或低合金钢, 因此, 为了获得预想的表面堆焊成份, 必须尽量减少母材向焊缝的熔入量, 即降低稀释率。c.注意堆焊金属与基体金属的配合。堆焊层与母材成份常常相差悬殊, 为防止堆焊时或堆焊后热处理以及零件使用过程中, 堆焊接头产生过大的热应力和组织应力, 从而使堆焊层开裂甚至剥离, 因此, 要求堆焊金属和基体金属最好有相近的膨胀系数和相变温度。下面我们就异种钢焊接的特征及主要存在的问题进行分析。异种钢焊接的特征及主要存在问题有:a.化学成份的不均匀性。异种钢焊接时, 由于填充金属和母材的合金成份有明显的差别, 随着焊接工艺的不同, 母材的熔化量也将随之不同。最终造成整个焊缝化学成份极不均匀, 在焊接和使用中可能形成裂纹, 使焊接接头被破坏。b.金相组织有不均匀性。焊缝金属的化学成份不均匀, 经过焊接热循环作用之后, 焊缝各区域也将出现不同的金相组织, 往往局部出现相当复杂的组织结构。由于母材和填充材料的化学成份不均匀, 必然造成金相组织的不均匀, 若能在工艺上适当调整, 可以使焊缝金相组织的不均匀程度得到一定的改善。c.性能的不均匀性。焊缝各区域化学成份和金相组织的差异, 使焊缝的力学性能不同。各区域的室温强度、硬度、塑性、韧性都有很大的差别。高温下的蠕变极限和持久强度也会因成份和组织的不同, 相差极为悬殊。d.应力分布的不均匀性。异种钢焊缝中的焊接残余应力分布不均匀, 这是因为焊缝各区域具有不同的塑性所决定的。另外, 材料导热性的差异, 各区域线膨胀系数的不同, 也是残余应力分布不均匀的因素之一。
3 针对以上异种钢焊接的具体问题, 我们在实际操作中制定了特殊的工艺措施。根据特定的条件确定了焊接方法、焊接材料、工艺参数及其它措施
下面以Z960Y170—225 闸板密封面的硬质合金堆焊为例:母材为WC9:12Cr Mo V珠光体耐热钢。焊缝宽25mm, 深3mm, 外径216mm。要求车削加工后保证3mm厚焊层, HRC≥35。焊接材料:司太立6 (Stellite6) 硬质合金钴基堆焊焊丝。焊丝直径覫4.0mm, 长800mm。焊接方法:手工钨极氩弧焊, 两层单道焊。焊接位置:平焊。第一层厚度为1.5mm—2mm, 第二层厚度为2 mm, 焊缝高度为3.5mm—4mm。焊接设备:ZXC—400 直流电焊机/ 工作转胎;QS—350 水冷式焊枪/ 钨极直径覫4mm;选用中号喷嘴/ 直流正接。工艺参数:焊接电流为180A—200A;预热温度为300℃, 预热时间为1 小时;保护气体:氩气 (Ar) 纯度为99.99%。流量:14—16L/min。冷却水流量:1 L/min。焊前准备:a.焊缝金属表面如有氧化物、锈、油污和水气等均须清除干净, 露出金属光泽。更不许有缺肉、裂纹、气孔、砂眼等铸造缺陷。焊缝两边5 mm以内的区域也须按上述要求清理干净。b.焊丝表面不得有油污, 氧化物、水份等脏物。c.检查氩气出气是否通畅。钨极端部形状是否符合锥形平端的要求。焊后热处理:焊后应立即进行710℃—750℃高温回火, 防止产生延迟裂纹, 消除焊接残余应力和改善接头组织与性能。操作要点:a.焊接电流应适中, 过大则熔深增加, 余高减小, 焊层高度不够。母材熔化过多, 稀释率较高, 使密封面的硬质合金不纯, 硬度达不到工艺要求和使用要求。过小则易产生未焊透, 焊缝成形不规则。会使焊缝的化学成份、金相组织及应力分布不均匀, 出现焊接缺陷。而且给下道工序的车削加工带来不便。b.焊接速度保持均匀。即焊枪摆动和送丝速度均匀, 有节奏。速度过快会使焊缝余高减小, 同时还会影响氩气对熔池的保护, 易产生气孔。速度过慢则会使焊缝余高超高, 造成贵重金属的浪费, 且易产生裂纹, 降低生产效率。c.摆动时焊枪在焊缝两边稍作停留, 使焊缝两边尽可能填充饱满, 以确保有一定的加工量。d.为保证焊缝质量, 在不影响送丝操作的情况下, 尽量使用短弧焊接。电弧过长会使氩气的保护性能降低, 容易混入空气, 产生氧化现象, 出现气孔。e.氩气流量要适中。过大会在熔池周围产生气旋, 使空气卷入, 易产生气孔, 反而降低了保护效果。且焊缝成形不好。过小则氩气保护性能变坏, 产生氧化现象, 以致失去保护作用, 产生气孔。f.没有特殊原因, 焊接过程中不要熄弧。尽可能两层一次焊成, 减少接头, 防止产生收缩裂纹, 以保证焊缝质量, 第一层厚度为1.5mm—2mm, 第二层厚度为2 mm, 焊缝高度为3.5 mm—4 mm。g.采用断续送丝法。焊接时, 将焊丝末端在氩气保护层内往复断续地送入熔池的1/3 处。焊丝送进要有规律, 不能时快时慢。随着焊丝的送进, 电弧向左右摆动, 使母材与填充金属充分均匀地融合, 从而使焊缝金属中的化学成份、金相组织尽可能分布均匀。钨极与焊缝夹角为70°—85°, 填充焊丝端面熔融部分不能离开氩气保护区。h.收尾不当易引起弧坑裂纹, 缩孔等缺陷, 影响焊缝质量。可采用衰减装置逐渐减小电流收弧。无衰减装置, 可采用多次熄弧法或减小焊炬与工件夹角, 拉长电弧的方法收弧。i.预热后立即施焊, 焊后要立刻将焊件送入电炉进行热处理, 以减慢焊缝冷却速度, 减少和消除焊接应力, 消除氢的影响, 防止裂纹的产生。从而保证焊缝的性能, 获得良好的焊缝质量。以上焊接工艺的制定主要针对异种钢焊接的特征及存在问题。在焊接过程中应做到使焊缝金属各区域的化学成份、金相组织、性能及应力分布尽可能均匀, 从而避免焊接缺陷的产生。在实际焊接过程中, 由于严格按照焊接工艺进行操作, 使焊缝探伤结果的一次合格率由以前的63%提高到目前的92%, 并且经硬度测试, HRC值达到38—42, 能够满足产品的设计和使用要求。
4 结论
通过以上分析可知, WC9 (12CrMoV珠光体耐热钢) 与司太立 (Stellite) 6 (钴铬钨硬质合金) 异种钢焊接性较差, 必须严格执行工艺措施, 才能保证获得最佳的焊缝质量。
上述工艺在生产运用过程中, 取得了较满意的效果, 确定了这种焊接工艺的可行性和可靠性, 为生产任务的顺利完成提供了保证, 也为今后类似异种钢的焊接提供了借鉴。
摘要：就阀门闸板密封面硬质合金堆焊生产过程中, 常见的焊接缺陷如裂纹、硬度不够、气孔等问题进行了分析, 结合本人在长期的生产实践中所积累和掌握的技术及知识, 探索和总结出一些异种钢堆焊的经验及焊接工艺, 通过在生产工作中的应用, 取得了较为满意的效果。
合金堆焊 篇3
堆焊层需要具有高硬度来获得较好的耐磨性,因此,堆焊材料中加入大量的碳和碳化物形成元素来提高堆焊合金的硬度和耐磨性[4,5,6]。Cr和V作为碳化物形成元素已经被广泛应用在堆焊合金中形成硬质相M7C3和VC[7,8]。这些硬质相分布在基体中,具有规则的外形,较高的硬度和熔点,能够强化基体从而提高耐磨性。堆焊合金的耐磨性取决于所含硬质相和基体组织的尺寸、形态和分布[9]。堆焊层中Cr,V,C比例的不同将引起硬质相和基体数量、尺寸以及形态的差异,从而导致耐磨性的差异。鉴于以上因素,本工作研究设计了5种不同Cr含量的Fe-Cr-V-C堆焊合金,通过堆焊层中形成硬质相M7C3和VC来强化铁基熔覆层,并研究了Cr含量对硬质相M7C3和VC的数量与形态的影响,进而探讨其对耐磨性的影响机理。
1 实验方法
堆焊实验的基体金属采用20G,试板尺寸为100mm×80mm×12mm,基体表面堆焊前经打磨并用丙酮清洗。堆焊合金粉末采用高碳铬铁(66.7%Cr,4%C,质量分数,下同)、钒铁(50%V),铁粉(纯度为99%,200目)和石墨(纯度为99.5%)。将合金粉末按含Cr量13.6%, 17.70%, 20.4%, 24.5%, 27.2%分别制备5组合金系统,其中C含量按Cr,V形成碳化物和焊接过程中烧损所需量添加,堆焊前采用水玻璃作黏结剂预置在试板表面,厚度约为3mm,试板在室温下放置24h后经50℃保温10min,100℃保温10min,200℃保温1h。
采用LU500-4型粉末等离子堆焊设备进行堆焊实验,堆焊工艺参数如下:空载电压90V,电弧电压30V,焊接电流140～160A,电弧纵向移动速率3～15cm/min,电弧横向摆动频率21次/min,电弧横向摆动宽度2.0cm,电弧距工件3mm。
制作金相试样,试样经研磨抛光后采用10%硝酸酒精腐蚀,依次用水和酒精清洗、吹干,利用JSM-6360LV型扫描电镜对堆焊层组织进行观察,并采用其附属能谱仪对堆焊层组织成分进行分析。利用HRC-150型洛氏硬度计测试合金表面硬度。利用布鲁克D8型衍射仪对堆焊层进行物相鉴定。
耐磨性实验采用湿砂橡胶轮式磨损试验机。 实验参数如下:胶轮转速240r/min,胶轮直径150mm,胶轮表面压力1.5MPa , 20～50目的石英砂,用砂量1.5kg。 将试样铣成56mm×27mm×11mm的标准试样后,用分度值0.1mg的TG328A型分析天平称重得到G0。 磨损3min后,烘干,称重得到G1。磨损失重ΔG=G0-G1。实验结束后,将试样表面冲洗吹干,观察表面磨损形貌。
2 结果与讨论
2.1 堆焊层组织分析
图1为Cr含量27.2%堆焊合金的XRD谱。由此可知,合金基体组织为F+A,而硬质相则由M7C3+VC组成。 M7C3的衍射峰非常明显,未见FeV衍射峰的出现,证明高碳铬铁、钒铁在等离子弧的照射下发生了分解和再析出,同时由于石墨的加入,在熔覆层中生成了新相M7C3和VC。
为进一步探究Fe-Cr-V-C堆焊合金碳化物的组织,采用电子能谱仪对含Cr量为27.2%的合金中六边形组织A点及球状组织B点进行成分分析,如图2所示,结果表明A点成分如下:C 19.53%(摩尔分数,下同), V 11.21%,Cr 30.89%,Fe 38.37%。由此结果可以看出六边形组织的主要成分为Fe,Cr,V和C,证明M7C3型初生碳化物为(Fe,Cr,V)7C3。B点成分如下:C 23.80%,V 59.96%,Cr 11.34%,Fe 4.90%,因此图2中黑色球状组织主要由V和C两种元素及少量的Cr,Fe元素构成。此结果表明,熔覆层中的VC并不是纯二元碳化物,其组成中还含有一定量的合金元素Cr和Fe。陆金生等人[10]的研究表明,合金元素(如Cr,Mo,Ni等)不能单独形成MC相,但可以置换的方式固溶于MC型间隙相之中。经置换后的MC相在XRD下仍表现为MC的衍射特征。综合本实验结果和陆金生的研究结果可以看出,原位生成熔覆层组织中的VC不是纯二元碳化物,而是固溶有一定数量Cr,Fe等合金元素的VC。
可以看出,当Cr含量为13.6%时(图3(a)),基体为针状马氏体,VC多呈开花状,少量M7C3复合物以断续网状形态分布在晶界。由于Cr是铁素体化元素,因而随着Cr含量的提高,针状马氏体组织逐渐减少,铁素体组织逐渐增多。从图3中还可以看出,随着Cr含量的提高,VC的数量变化不大,但当Cr含量超过20.4%以后,M7C3复合物的数量明显增多,越来越多M7C3复合物的形成释放大量相变潜热,使得熔体过冷度减小,降低了VC生长过程中V,C原子扩散的各向异性及VC择优生长方向的长大速率,使VC形态逐渐由开花状向团球状转变(图3(d))。M7C3复合物的形态随着Cr含量的增加由断续网状向六边形转变,这是因为当Cr含量较低时,不能够直接析出M7C3碳化物,只能在先析出奥氏体相后,在剩余的液体中达到过饱和浓度,从而在奥氏体晶界处析出M7C3碳化物,因而呈现断续网状结构;随着Cr含量的提高,当达到一定值后才能从熔体中直接析出六边形M7C3碳化物。断续网状结构相比六边形组织硬度低,且割裂基体的连续性,对提高合金的耐磨性不利。当Cr含量为27.2%时,熔覆层中析出大量六边形M7C3复合物,大量高硬度六边形M7C3复合物结合少量VC颗粒均匀弥散分布在铁素体及奥氏体基体中,基体比碳化物硬度低但是韧性相对较高,这种相结构使得该堆焊合金具有最佳的耐磨性。
2.2 磨料磨损实验结果
磨料磨损实验结果示于图4。可以看出,随着Cr含量的提高,磨损失重逐渐增大,当Cr含量达到
20.4%时,磨损失重达到最大值0.9896g,硬度降至最低(HRC 50.3)。随后继续增加Cr含量,磨损失重呈下降趋势,当Cr含量达到27.2%时,磨损失重大幅度下降至0.3129g,硬度高达HRC 62.2,说明该合金具有最佳的耐磨粒磨损性能。
图5为Cr含量20.4%和27.2%磨损试样表面磨痕形貌。可以看出含铬20.4%耐磨堆焊合金磨损表面存在较深的犁沟,其磨损机制主要以塑性变形为主(包括犁沟和切削)。而含铬27.2%合金的磨损表面划痕较浅,试样的磨损表面只能观察到较浅的犁沟,高硬度的VC与M7C3 共同作用,有效阻止磨料的显微切削和塑性变形作用。
(a)Cr含量20.4%;(b)Cr含量27.2%(a)20.4% Cr;(b)27.2% Cr
2.3 耐磨机理讨论
从磨粒磨损实验结果可以看出,耐磨堆焊合金在低应力磨粒磨损条件下,磨损机制主要是塑性变形(包括犁沟和显微切削)。堆焊合金的Cr含量影响其碳化物的形成种类、数量和形态,从而改变耐磨性。从图4可以看出,当Cr含量低于20.4%时,随着Cr含量的提高,磨损失重逐渐增大。这是由于随着Cr含量的提高,熔覆层中开花状VC和断续网状M7C3硬质相的数量变化不大(见图3(a),(b),(c)),因而抗磨骨架的作用变化不明显;而Cr含量13.6%合金基体为针状马氏体,具有较高的硬度和一定的韧性,能够对硬质相起到较好的支撑作用,因而表现出相对较好的耐磨性。 Cr含量17.7%和20.4%合金中针状马氏体基体逐渐减少,铁素体组织逐渐增多,基体的支撑作用逐渐减弱,开花状VC和断续网状M7C3硬质相的数量较少,抗磨骨架作用较弱,且开花状VC与基体结合不充分,耐磨性逐渐降低。含铬20.4%堆焊合金磨损形貌显示(图5(a))数量较多的犁沟和凹坑,凹坑产生于磨粒的碾压作用,磨屑剥落后形成。由图3(d),(e)可以看出,当Cr含量超过20.4%以后,M7C3数量显著增加,VC形态由开花状向球状转变从而减弱了应力集中倾向,改善了基体与碳化物之间的相互保护作用,以上因素使得硬质相的抗磨骨架作用增强,因而堆焊合金的磨损失重显著降低。当Cr含量达到27.2%时,熔覆层中M7C3的数量达到最高值,大量高硬度六边形M7C3复合物(约HV1200)结合一定量VC(约HV 1600)颗粒构成坚实的耐磨骨架,起到了良好的保护作用。此外,Cr含量的提高使得基体的固溶强化机制被加强,提高了基体的显微硬度。基体组织具有良好的韧性和硬度的匹配,在提高抗裂纹形成和扩张能力的同时,对硬质相还起到可靠的支撑作用,因而堆焊合金表现出最佳的耐磨性,磨损形貌显示磨痕较浅且犁沟较少(图5(b))。
以上结果表明,硬质相和基体的良好匹配能够阻碍磨粒的切削,从而获得高的耐磨性能。从材料的磨损去除机制上看,合金的去除机制既有塑性变形引起的材料磨损机制,也有脆性材料的剥落形成凹坑而导致的材料去除机制,是两种机制共同作用的结果。
3 结论
(1)Fe-Cr-V-C堆焊合金中随着Cr含量的提高,针状马氏体基体组织减少,铁素体基体组织增多;VC数量变化不大,而M7C3数量逐渐增多且形态由断续网状向六边形转变。当Cr含量为27.2%时,硬质相数量达到最高值。
(2)堆焊合金的耐磨性随着Cr含量的提高先降低后增大,当Cr含量为27.2%时,合金具有最佳的耐磨性。
(3)合金的耐磨性取决于硬质相与基体的良好匹配。当Cr含量为27.2%时,熔覆层中大量高硬度六边形M7C3复合物结合一定量VC颗粒弥散分布在具有较好强韧性的铁素体和奥氏体基体中,使得堆焊合金具有最佳的耐磨性。
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合金堆焊 篇4
等离子弧粉末堆焊技术以联合型或转移型等离子弧为热源, 能量密度大, 效率高, 连续工作稳定可靠, 粉末选择范围宽, 涂层厚度及力学性能可灵活调整, 操作维护简单, 生产成本低, 是表面改性技术的重要分支, 已在各机械制造领域获得广泛的应用。电磁作用焊接技术通过电磁搅拌作用, 改变焊接熔池液态金属结晶过程中的传质和传热过程, 从而改变晶粒的结晶方向, 细化一次组织, 减小偏析, 提高焊缝金属的塑性和韧性, 降低气孔、裂纹等焊接缺陷。目前, 外加磁场用于等离子弧堆焊铁基自熔合金粉末的研究已有报道, 而通过外加磁场改善原位合成陶瓷相增强铁基堆焊合金的组织结构和性能的研究鲜见报道[1~3]。
本工作在等离子弧堆焊制备原位合成陶瓷相增强铁基合金时施加纵向磁场, 研究磁场电流对堆焊层组织结构、硬度、耐磨性能的影响规律, 并对纵向磁场的作用机理进行了初步分析和讨论。
1 试验
1.1 基材前处理
基材为20G碳钢, 尺寸为100 mm×80 mm×12mm, 经打磨并用丙酮室温清洗2~3 min, 干燥后备用。
1.2 堆焊
(1) 堆焊合金粉末20%高碳铬铁 (66.7%Cr, 4.0%C) , 25%钛铁 (30%Ti) , 6%石墨 (纯度为99.5%) , 其余为铁粉 (200目, 纯度99%) 。堆焊前采用水玻璃作粘结剂预置在试板表面, 厚度约为3 mm, 晾干后在100℃烘干2 h。
(2) 堆焊装置及工艺参数采用LU500-4型粉末等离子堆焊设备堆焊。固定优化焊接电流160 A, 纵向磁场电流分别为0.5, 1.0, 1.5, 2.0, 2.5 A, 电源功率50 k W, 电弧电压30 V, 电极直径3.2 mm, 电弧横向摆动频率0.75 Hz, 电弧横向摆动宽度2.2 cm, 焊枪喷嘴距工件表面4.0 mm, 空冷。
1.3 测试分析
利用OLMPUS BX-6型金相显微镜观察堆焊层显微组织。利用HRC-150型洛氏硬度计测量堆焊层表面的硬度。将试块用电火花切割成尺寸56 mm×27mm×11 mm, 在MLS-23型湿砂橡胶轮试验机上进行磨损试验:胶轮直径150 mm, 转速240 r/min, 胶轮表面压力1.5 MPa, 20~50目石英砂, 用砂量1.5 kg;用精度0.1 mg的TG328A型分析天平称重得到m0, 磨损3 min后烘干, 称重得到m1, 计算磨损失重:△m=m0-m1。
2 结果与讨论
2.1 堆焊层的组织结构
图1为不同纵向磁场电流作用下堆焊层的金相显微组织。从图1可以看出:灰色基体上分布着长条状或六边形M7C3复合碳化物以及呈条状或颗粒状的二次碳化物;未施加磁场时堆焊层表面的初生M7C3硬质相粗大杂乱地分布在堆焊层基体中, 既有长条状又有六边形;当外加纵向磁场电流为0.5 A时, 堆焊层中也存在成簇生长的长条状初生M7C3硬质相, 但得到了明显细化;随着磁场电流的增加, 电磁搅拌作用加强, 堆焊层中长条状的M7C3硬质相开始减少, 六边形的M7C3陶瓷硬质相增多, 且分布呈现出均匀化趋势;当磁场电流为2.0 A时, 堆焊层中大量的M7C3陶瓷硬质相基本呈六边形均匀分布在基体中, 且晶粒得到显著细化, 保证了堆焊层具有较高耐磨性能;继续增大磁场电流, 堆焊层中M7C3陶瓷硬质相减少, 重新变为杂乱无章的分布, 且既有长条状又有六边形。
在电磁搅拌作用下, 随着磁场电流的增加, 磁场强度增强, 作用于熔池的电磁力也随之增大, 磁场对熔池的搅拌作用增强。电磁搅拌使树枝晶尖端机械剪断。施加恒定的磁场时, 在固定界面前沿的熔体中存在强制的切向对流, 剧烈的对流使从模壁上冲刷下来的晶核和从枝晶上熔蚀、折断的晶核增多, 这些晶核又可以作为长大的核心。凝固前沿的温度梯度降低, 温度均匀化, 这些作用均能使晶粒增多、组织细化[4]。当磁场强度过大时, 电磁阻尼将会占主导地位, 抑制了熔体自然对流, 使得熔池金属的流动方式由层流变成紊流, 增加了熔池金属的黏度和摩擦阻力, 从而抑制了热量的对流传输, 使温度起伏减小, 过冷度随之减少, 进而使形核的质点和形核率下降, 硬质相的数目减少。
2.2 堆焊层的硬度及耐磨性
图2为堆焊层的硬度和磨损量随纵向磁场电流的变化。从图2可以看出:当纵向磁场电流小于2.0A时, 随着磁场电流的增加, 堆焊层的硬度增加, 磨损量降低;当纵向磁场电流大于2.0 A后, 硬度减小, 磨损量增加;当纵向磁场电流为2.0 A时, 堆焊层硬度最高 (62.5 HRC) , 磨损量最小 (仅为0.104 6 g) 。当纵向磁场电流较低时, 堆焊层中M7C3硬质相较少且多呈长条状分布, 因而耐磨性较低;随着磁场电流增大, M7C3硬质相逐渐增多, 晶粒不断细化且形态逐渐向六边形转变, 表明硬质相呈杆状垂直于被磨面, 材料受力较少, 故能提高材料的耐磨性;当磁场电流为2.0 A时, 六边形M7C3硬质相最多且均匀分布, 因此硬度和磨损量均达到最佳值;随后继续增大纵向磁场电流, 由于堆焊层中M7C3硬质相数量减少, 且重新变为长条状分布, 导致堆焊层的性能随之降低。因此, 最佳纵向磁场电流为2.0 A。
2.3 磁场作用机理
利用交流纵向磁场控制凝固, 磁场与电场交互作用产生电磁搅拌和抑制熔体流动。一方面熔池中的一次结晶方向紊乱, 固液相界面也不光滑, 因而热流方向不一致、不稳定, 这些运动方向不一致的带电熔体中, 电流和感应磁场相互作用产生一定的电磁力, 促使熔体流动, 即发生电磁搅拌;另一方面, 固定的磁场会对液体金属产生电磁阻尼作用, 抑制熔体流动。在适当的磁场强度下, 电磁搅拌起主要作用, 细化一次、二次结晶组织, 改善堆焊层的性能;过大的恒定磁场作用下, 电磁阻尼作用占主导地位, 抑制了熔体的自然对流, 因而抑制了热量的对流传输, 使温度起伏减少, 晶粒变得粗大, 对堆焊层的性能起负面作用。也就是说, 磁场电流过强会使堆焊层的性能下降, 同时随着搅拌速度增加, 机械能向电磁能的转化增大, 电磁搅拌力增大, 熔体运动加剧[5], 在细化晶粒的同时也对堆焊层中的合金元素起到冲淡作用, 抑制碳化物的形成, 从而影响其金属性能。
3 结论
(1) 在外加纵向磁场的作用下, 增加磁场电流时堆焊层中M7C3硬质相逐渐增多, 且逐渐由长条状向六边形转变;当磁场电流为2.0 A时, M7C3硬质相最多且均匀分布, 晶粒得到显著细化, 耐磨性最好;继续增大磁场电流, 电磁阻尼占主导地位, 形核率下降, 晶粒变得粗大, 堆焊层的性能下降。
(2) 只有在磁场参数和焊接规范相匹配的情况下, 通过电磁搅拌细化堆焊层一次、二次结晶组织, 才能获得最佳的耐磨性。
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