圖 1單道堆焊層橫截面結構示意
Figure 1.Structure diagram of cross-section of single-pass surfacing layer
0. 引言
近年來,焊接技術發展迅速,等離子堆焊技術作為眾多焊接技術之一,具有高效節能、穩定性好、稀釋率低、適用范圍廣等優勢,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,在國內外等離子堆焊工藝中得到廣泛應用[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。基于此,作者采用Ni60合金粉末+質量分數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合金粉末的化學成分（質量分數/%）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]確定堆焊復合粉末中Cr3C2粉末的質量分數為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焊接電流。結合前期試驗將復合粉末堆焊時的焊接電流調整為110,120,130,140A。將在焊接電流120A、其他工藝參數相同條件下制備的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。
堆焊層的橫截面結構如圖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,經打磨、拋光,用體積分數4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用Axio Observer 3型倒置光學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量,計算磨損質量損失。采用JSM-6360LV型掃描電鏡（SEM）觀察磨損形貌。
2. 試驗結果與討論
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）表面出現了孔洞、殘渣等缺陷,原因主要是焊接電流偏小,導致等離子弧柱不穩定且溫度較低,復合粉末無法完全熔化而產生飛濺；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,成形質量良好。當焊接電流為140A時,5#堆焊層表面因等離子束能量密度過高而出現了嚴重的氧化燒損現象,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合。當焊接電流由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,使得更多熱量傳導到熔池底部,導致熔深變大；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控制在15%~20%,而試驗所測數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,只有保證復合粉末在焊接熔化時較充分地合金化,才能得到成形質量較好的堆焊層,因此堆焊層稀釋率的控制范圍可以適當改變。當焊接電流為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。在對比標準卡片時發現,由于堆焊過程中的快速凝固引發了固溶度擴展以及凝固時熱收縮引起了拉應力畸變,Cr7C3和Cr23C6物相的峰位置發生了偏移[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,各堆焊層與基體結合處均出現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合。Ni60合金堆焊層由大量白亮的樹枝晶組成,結合XRD譜推斷該組織可能為γ-Ni（Fe）固溶體,此外有少數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,強化相數量更多。在熔池中存在的Cr3C2顆粒可以在凝固過程中作為異質形核核心,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小（110A）,熱輸入較低,只有少量Cr3C2熔化,因此只出現了塊狀組織,間隙分布有少量黑色碳化物顆粒相；3#堆焊層（焊接電流120A）中出現零散的長桿狀和不規則塊狀組織,碳化物數量增多；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）中未發現長桿狀組織,且塊狀組織變得粗大,與4#堆焊層相比,碳化物數量減少。此外,3#堆焊層和4#堆焊層中出現以圓形顆粒為中心,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。當焊接電流達到140A時,焊接過程中的溫度急劇升高,導致合金元素出現一定的燒損,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量損失（9.4mg）。130A焊接電流下制備的Ni60/Cr3C2堆焊層的磨損質量損失最小,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嚴重的氧化燒損現象,當焊接電流為130A時,表面光滑平整,無明顯缺陷,成形質量最好。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量減少,120,130A焊接電流下堆焊層中出現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合,隨著焊接電流的增加,白亮層厚度減小。
（3）當焊接電流在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,磨損質量損失先減后增。當焊接電流為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