圖 1單道堆焊層橫截面結(jié)構(gòu)示意
Figure 1.Structure diagram of cross-section of single-pass surfacing layer
0. 引言
近年來,焊接技術(shù)發(fā)展迅速,等離子堆焊技術(shù)作為眾多焊接技術(shù)之一,具有高效節(jié)能、穩(wěn)定性好、稀釋率低、適用范圍廣等優(yōu)勢,成為研究的熱點[1-3]。在堆焊粉末中,鎳基合金粉末以其耐磨性和耐高溫性能好的特點,在國內(nèi)外等離子堆焊工藝中得到廣泛應(yīng)用[4-6]。為進一步提升堆焊層的硬度和耐高溫等性能,通常會在合金粉末中添加陶瓷顆粒,常見的陶瓷顆粒增強相有Cr3C2、WC、SiC等[7-8],其中Cr3C2顆粒憑借其高熔點、高硬度的特點,在耐高溫、耐摩擦磨損等方面得到了廣泛使用[9-11]。等離子堆焊的工藝參數(shù)主要包括焊接電流、焊接電壓、送粉速率和焊接速度,其中焊接電流是決定堆焊層組織及性能的一個重要因素[12]。目前,國內(nèi)外對于等離子堆焊粉末體系的研究較為廣泛,但在堆焊工藝參數(shù)方面,尤其是在焊接電流對Cr3C2增強鎳基合金堆焊層組織和性能影響上的研究較少?；诖?作者采用Ni60合金粉末+質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%Cr3C2粉末作為堆焊粉末,采用等離子堆焊工藝在Q235低碳鋼表面進行單道堆焊,研究了焊接電流對堆焊層組織、硬度和耐磨性能的影響,以期為增強低碳鋼的性能、拓寬其應(yīng)用范圍提供試驗參考。
1. 試樣制備與試驗方法
基體選用尺寸為120mm×100mm×10mm的Q235低碳鋼板。堆焊粉末選擇Ni60合金粉末和Cr3C2粉末,粒徑均為61~150μm,其中Ni60合金粉末的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.70C,16.50Cr,3.00B,4.00Si,<8.00Fe,余Ni。試驗前,對Q235鋼板表面進行機械打磨處理,然后用丙酮清洗。參考文獻[13]確定堆焊復(fù)合粉末中Cr3C2粉末的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%,將Ni60合金粉末和Cr3C2粉末用球磨機充分混合,然后置于200℃烘箱中進行1.5h的干燥處理。采用PTA-BX-400A型等離子堆焊機進行單道堆焊試驗,試驗所用的保護氣、離子氣、送粉氣均為高純氬氣,參考前期通過正交試驗獲得的最佳等離子堆焊Ni60合金粉末工藝,確定焊接電壓為28V,送粉速率為400g·h−1,焊接速度為1mm·s−1,離子氣流量為3L·min−1,保護氣流量為6L·min−1,送粉氣流量為5L·min−1。堆焊Ni60合金粉末時的焊接電流為120A,堆焊復(fù)合粉末時由于Cr3C2的存在,需要重新研究焊接電流的影響以確定最優(yōu)焊接電流。結(jié)合前期試驗將復(fù)合粉末堆焊時的焊接電流調(diào)整為110,120,130,140A。將在焊接電流120A、其他工藝參數(shù)相同條件下制備的Ni60合金堆焊層作為對比試樣。將Ni60合金堆焊層以及110,120,130,140A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層分別記作1#,2#,3#,4#,5#堆焊層。
堆焊層的橫截面結(jié)構(gòu)如圖1所示,其中L為熔寬,h1為熔高,h2為熔深,S1為堆焊層的面積,S2為基體被熔化的面積。堆焊層與基體之間的結(jié)合性能用稀釋率表示,稀釋率的計算公式[14]為
式中：η為稀釋率。
用線切割方法將所得堆焊層沿與焊接方向垂直的方向切開,制備金相試樣,經(jīng)打磨、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用Axio Observer 3型倒置光學(xué)顯微鏡觀察堆焊層截面的顯微組織,并測量堆焊層的熔高、熔寬、熔深。采用D8ADVANCE型X射線衍射儀（XRD）分析堆焊層的物相組成,采用銅靶,Kα射線,工作電壓為40kV,工作電流為40mA,掃描范圍為30°~90°,掃描速率為10（°）·min−1。采用HR-150A型洛氏硬度計測堆焊層的宏觀硬度,載荷為1471N,保載時間為5s,不同堆焊層測5次取平均值。使用HXD-1000TMC型維氏硬度計測堆焊層的截面硬度分布,載荷為2.94N,保載時間為15s,距表面相同距離處測3次取平均值。采用SFT-2M型銷盤式摩擦磨損試驗機對堆焊層進行摩擦磨損試驗,試樣尺寸為15mm×10mm×10mm,對磨副選用GCr15鋼球,試驗載荷為60 N,轉(zhuǎn)速為200r·min−1,磨損時間為0.5h。磨損前后用超聲波清洗儀清洗試樣,用精度為0.0001g的MS204S型電子天平稱取試樣質(zhì)量,計算磨損質(zhì)量損失。采用JSM-6360LV型掃描電鏡（SEM）觀察磨損形貌。
2. 試驗結(jié)果與討論
2.1 對宏觀形貌和稀釋率的影響
由圖2可以看出：2#堆焊層（焊接電流110A）表面出現(xiàn)了孔洞、殘渣等缺陷,原因主要是焊接電流偏小,導(dǎo)致等離子弧柱不穩(wěn)定且溫度較低,復(fù)合粉末無法完全熔化而產(chǎn)生飛濺；隨著焊接電流增加至120A（3#堆焊層）,堆焊層表面較為光滑但不夠平整；當(dāng)焊接電流為130A（4#堆焊層）時,粉末熔化充分,堆焊層表面變得光滑平整,無明顯裂紋、孔洞等缺陷,成形質(zhì)量良好。當(dāng)焊接電流為140A時,5#堆焊層表面因等離子束能量密度過高而出現(xiàn)了嚴(yán)重的氧化燒損現(xiàn)象,變得十分粗糙。
圖 2不同堆焊層的表面宏觀形貌
Figure 2.Surface macromorphology of different surfacing layers: (a) 2#surfacing layer; (b) 3#surfacing layer; (c) 4#surfacing layer and (d) 5#surfacing layer
由圖3可以看出,焊接電流為120A下制備的Ni60合金堆焊層（1#堆焊層）的熔高、熔深、熔寬均明顯高于Ni60/Cr3C2堆焊層（3#堆焊層）,這是由于Ni60合金粉末的熔點低于Cr3C2粉末,在焊接過程中更易熔化與基體結(jié)合。當(dāng)焊接電流由110A增加到140A時,Ni60/Cr3C2堆焊層的熔深由0.81mm增大到1.67mm,熔高從2.28mm增大到3.32mm,熔寬從27.31mm增大到32.27mm。原因在于：焊接電流的增加增大了弧柱對基體的沖擊力,使得更多熱量傳導(dǎo)到熔池底部,導(dǎo)致熔深變大；同時焊接電流的增大使得作用在基體表面上的電弧力增大,熱輸入增加,熔化在基體表面的堆焊粉末增加,從而引起熔高增加,而熱輸入增加使得溫度升高,堆焊熔池與基體之間的潤濕性增強,在基體表面的流動與鋪展性變好,因此熔寬增加[15]。
圖 3不同堆焊層的熔深、熔高和熔寬
Figure 3.Melting depth, melting height and melting width of different surfacing layers
1#,2#,3#,4#,5#堆焊層的稀釋率分別為21.4%,24.6%,27.1%,28.5%,30.7%。Ni60合金堆焊層（1#堆焊層）的稀釋率最低,隨著焊接電流的增加,Ni60/Cr3C2堆焊層的稀釋率增大。理論上等離子堆焊層的稀釋率應(yīng)控制在15%~20%,而試驗所測數(shù)值均超過了該理論范圍。在Ni60合金粉末中添加較多Cr3C2陶瓷顆粒后,只有保證復(fù)合粉末在焊接熔化時較充分地合金化,才能得到成形質(zhì)量較好的堆焊層,因此堆焊層稀釋率的控制范圍可以適當(dāng)改變。當(dāng)焊接電流為130A時,Ni60/Cr3C2堆焊層較其他焊接電流下的堆焊層表面更為光滑平整,稀釋率為27.1%。
2.2 對物相組成的影響
由圖4可知：110A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層（2#堆焊層）與Ni60合金堆焊層（1#堆焊層）均由γ-Ni（Fe）、Cr7C3和CrB相組成；120A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層（3#堆焊層）的主要物相為γ-Ni（Fe）、Cr7C3、CrB和Cr3C2相；130,140A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層（4#,5#堆焊層）的主要物相為γ-Ni（Fe）、Cr7C3、CrB、Cr23C6和Cr3C2相。隨著焊接電流的增大,熔池中鉻和碳的含量也隨之增加,Ni60/Cr3C2堆焊層中的鉻化合物種類增多,且衍射峰強度也增加（含量增加）；鉻作為強碳化物形成元素,在等離子堆焊過程中可與熔池中的碳形成M23C6型和M7C3型碳化物,其具體類型由鉻和碳的含量比值決定。在對比標(biāo)準(zhǔn)卡片時發(fā)現(xiàn),由于堆焊過程中的快速凝固引發(fā)了固溶度擴展以及凝固時熱收縮引起了拉應(yīng)力畸變,Cr7C3和Cr23C6物相的峰位置發(fā)生了偏移[16]。
圖 4不同堆焊層的XRD譜
Figure 4.XRD spectra of different surfacing layers
2.3 對組織的影響
由圖5可以看出,各堆焊層與基體結(jié)合處均出現(xiàn)了由非擴散型相變形成的無析出相的白亮層,并且熔合線附近無裂紋、夾雜物等缺陷,這表明堆焊層與Q235鋼基體之間形成了良好的冶金結(jié)合。Ni60合金堆焊層由大量白亮的樹枝晶組成,結(jié)合XRD譜推斷該組織可能為γ-Ni（Fe）固溶體,此外有少數(shù)黑色顆粒相分布在樹枝晶間隙附近,推測其為碳化物和硼化物。不同焊接電流下的Ni60/Cr3C2堆焊層中都存在大量白亮的組織,推斷該組織為γ-Ni（Fe）固溶體；固溶體周圍彌散分布著許多黑色細小顆粒,推測其為碳化物和硼化物,如Cr7C3、Cr23C6、CrB等。相比于Ni60合金堆焊層,Ni60/Cr3C2堆焊層中γ-Ni（Fe）固溶體的分布更加均勻,晶粒也更為細小,強化相數(shù)量更多。在熔池中存在的Cr3C2顆?？梢栽谀踢^程中作為異質(zhì)形核核心,從而得到更加細小的晶粒；同時,Cr3C2的添加也有助于更多碳化物顆粒的形成。隨著焊接電流的增大,Ni60/Cr3C2堆焊層中白亮層的厚度減小,這是由于焊接電流增加使得熱輸入增大,熔池冷卻速率變慢,更多的碳原子擴散形成碳化物；這可能會降低堆焊層與基體間的結(jié)合強度。
圖 5不同堆焊層熔合線處的截面顯微組織
Figure 5.Section microstructures at fusion line of different surfacing layers: (a) 1#surfacing layer; (b) 3#surfacing layer; (c) 4#surfacing layer and (d) 5#surfacing layer
由圖6可以看出：2#堆焊層由于焊接電流較?。?10A）,熱輸入較低,只有少量Cr3C2熔化,因此只出現(xiàn)了塊狀組織,間隙分布有少量黑色碳化物顆粒相；3#堆焊層（焊接電流120A）中出現(xiàn)零散的長桿狀和不規(guī)則塊狀組織,碳化物數(shù)量增多；4#堆焊層（焊接電流130A）中存在明顯細化的塊狀組織和長桿狀組織以及大量碳化物；5#堆焊層（焊接電流140A）中未發(fā)現(xiàn)長桿狀組織,且塊狀組織變得粗大,與4#堆焊層相比,碳化物數(shù)量減少。此外,3#堆焊層和4#堆焊層中出現(xiàn)以圓形顆粒為中心,周圍長桿狀組織徑向生長的花狀形貌組織。在形成M23C6型和M7C3型等碳化物的過程中,組織以Cr3C2顆粒為形核核心向四周擴散生長,因此在堆焊層中存在以碳化鉻為中心的花狀形貌組織。
圖 6不同Ni60/Cr3C2堆焊層的顯微組織
Figure 6.Microstructures of different Ni60/Cr3C2surfacing layers: (a) 2#surfacing layer; (b) 3#surfacing layer; (c) 4#surfacing layer and (d) 5#surfacing layer
2.4 對硬度的影響
由圖7可以看出,各堆焊層的截面硬度分布規(guī)律基本一致,隨著距表面距離的增加,硬度先基本不變,然后在熔合線附近迅速下降至基體硬度,這表明表面堆焊層性能保持良好[17]。當(dāng)焊接電流在110~140A時,Ni60/Cr3C2堆焊層的顯微硬度為677~763HV,為基體硬度的5.3~6.0倍。Ni60/Cr3C2堆焊層的平均顯微硬度均高于Ni60合金堆焊層。這是由于Cr3C2顆粒的添加使得堆焊層中形成大量碳化物,從而起到細晶強化和彌散強化的作用。此外,未熔Cr3C2顆粒成為形核核心,促使大塊碳化物的生成,并雜亂地分布在基體中,從而使堆焊層的硬度分布出現(xiàn)一定的波動。
圖 7不同堆焊層的截面顯微硬度分布曲線
Figure 7.Section microhardness distribution curves of different surfacing layers
由圖8可以看出,相較于Ni60合金堆焊層,Ni60/Cr3C2堆焊層的硬度更高。隨著焊接電流的增加,Ni60/Cr3C2堆焊層的硬度先升后降,當(dāng)焊接電流為130A時,平均洛氏硬度與平均維氏硬度均最高,分別為62.6HRC和763HV,與Ni60合金堆焊層相比分別提高10.99%和20.06%。當(dāng)焊接電流為110A時,堆焊粉末的合金化程度不夠充分,因此Ni60/Cr3C2堆焊層的硬度較低。焊接電流為120A下堆焊層中的碳化物少于焊接電流為130A時,因此硬度略低于焊接電流為130A時。當(dāng)焊接電流達到140A時,焊接過程中的溫度急劇升高,導(dǎo)致合金元素出現(xiàn)一定的燒損,因此堆焊層的硬度降低。
圖 8不同堆焊層的平均洛氏硬度和維氏硬度
Figure 8.Average Rockwell and Vickers hardness of different surfacing layers
2.5 對耐磨性能的影響
1#,2#,3#,4#,5#堆焊層的磨損質(zhì)量損失分別為3.8,3.0,2.2,1.3,2.4mg,均低于基體的磨損質(zhì)量損失（9.4mg）。130A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層的磨損質(zhì)量損失最小,與基體相比降低65.8%,堆焊層的耐磨性能最好。Ni60/Cr3C2堆焊層的磨損質(zhì)量損失均低于Ni60合金堆焊層,說明Cr3C2顆粒的加入能夠有效提升堆焊層的耐磨性能。高硬度Cr3C2顆粒的加入使得熔池中鉻和碳的含量增加,在凝固過程中促進了含鉻化合物的生成,從而提升了堆焊層的硬度及耐磨性能。焊接電流為130A時制備的堆焊層組織最細小,碳化物最多,硬度最高,因此耐磨性最好。
由圖9可以看出：基體表面的磨損十分嚴(yán)重,存在大量較深的犁溝和剝落坑,磨損機制主要為磨粒磨損；Ni60合金堆焊層表面有明顯的剝層和剝落坑,同時還附著一些塊狀小磨粒,磨損機制為磨粒磨損和黏著磨損；Ni60/Cr3C2堆焊層的表面雖仍有較明顯的犁溝,但犁溝明顯變淺,說明其具有更高的摩擦磨損抗力。130A焊接電流下Ni60/Cr3C2堆焊層磨損表面犁溝更淺,磨粒磨損程度更輕,因此耐磨性最好。
圖 9基體以及不同堆焊層的磨損形貌
Figure 9.Wear morphology of substrate (a) and different surfacing layers (b–d): (b) 1#surfacing layer; (c) 3#surfacing layer and (d) 4#surfacing layer
3. 結(jié)論
（1）110A焊接電流下Ni60/Cr3C2堆焊層表面存在孔洞、殘渣等缺陷,120A焊接電流下表面較為光滑但不平整,140A焊接電流下表面出現(xiàn)嚴(yán)重的氧化燒損現(xiàn)象,當(dāng)焊接電流為130A時,表面光滑平整,無明顯缺陷,成形質(zhì)量最好。隨著焊接電流的增大,堆焊層的熔高、熔深、熔寬以及稀釋率均呈增大趨勢。
（2）110A焊接電流下的Ni60/Cr3C2堆焊層由γ-Ni（Fe）、Cr7C3和CrB相組成,隨著焊接電流的增加,鉻化合物種類增多,130,140A焊接電流下由γ-Ni（Fe）、Cr7C3、CrB、Cr23C6和Cr3C2相組成；隨著焊接電流的增大,堆焊層中的塊狀組織細化,碳化物增多,但140A焊接電流下組織又變得粗大且碳化物數(shù)量減少,120,130A焊接電流下堆焊層中出現(xiàn)以碳化鉻為中心的花狀形貌組織。堆焊層與基體間形成良好的冶金結(jié)合,隨著焊接電流的增加,白亮層厚度減小。
（3）當(dāng)焊接電流在110~140A時,Ni60/Cr3C2堆焊層的維氏硬度為677~763HV,均高于Ni60合金堆焊層和基體,磨損質(zhì)量損失均低于基體以及Ni60合金堆焊層。隨著焊接電流的增大,Ni60/Cr3C2堆焊層的硬度先升后降,磨損質(zhì)量損失先減后增。當(dāng)焊接電流為130A時,Ni60/Cr3C2堆焊層的硬度最高,耐磨性最好,其洛氏硬度達到62.6HRC,維氏硬度達到763HV,磨損質(zhì)量損失最小,與基體相比降低65.8%,磨粒磨損程度較輕。
文章來源——材料與測試網(wǎng)