0.   引言

熱作模具長時間工作于高溫高壓環境,常會因磨損、開裂和腐蝕等原因而發生失效[1]。通過表面涂覆、表面改性和表面處理等表面工程技術在模具表面形成一層性能優異的涂層或改性層,是一種經濟有效的提升模具性能的方法[2]。熱作模具表面的涂層或改性層應具有抗高溫磨損的能力。目前,國內外主要有鐵基、鈷基和鎳基3大類高溫耐磨材料,其中鐵基材料的耐磨性能良好、價格低廉、適用范圍較廣。在鐵基合金材料中,碳與合金元素形成NbC、WC、TiC等碳化物,可細化晶粒、改善材料組織[3-4],并且NbC等硬質相均勻分布在韌性較好的鐵基合金中,有利于提升鐵基涂層的硬度及高溫耐磨性能[5-6]。 

埋弧堆焊是一種常用的表面強化技術,通過在基材表面堆焊一層或多層合金熔覆層來改善基材表面性能[7-8]。埋弧堆焊制備的鐵基合金熔覆層能與基體實現良好的冶金結合,并且抗磨損能力較強,在熱作模具表面修復和增強改性方面得到廣泛應用[9-10]。艾孝文等[11]采用埋弧堆焊技術在Q235鋼板表面制備Fe-Cr-C-Nb-V系合金堆焊層,該堆焊層的組織由α-Fe和γ-Fe基體,以及MC、M7C3和M3C硬質相等組成,組織致密,常溫耐磨性較好。 

目前,針對鐵基合金熔覆層在800 ℃高溫下的耐磨性能研究較少。堆焊電流是埋弧堆焊關鍵工藝參數之一,對熔池溫度、冷卻速率、熔覆層組織等有著直接影響。作者采用自制的Fe-Cr-W-Nb藥芯焊絲,在Q235鋼基體表面堆焊熔覆層,研究了堆焊電流對熔覆層組織與硬度的影響,并研究了熔覆層在800 ℃高溫下的耐磨性能,擬為制備高溫耐磨熔覆層提供一定的理論依據。 

1.   試樣制備與試驗方法

自制Fe-Cr-W-Nb藥芯焊絲,外皮為430不銹鋼鋼帶,藥芯和鋼帶的化學成分見表1。藥粉過60目篩后干燥、混合均勻后裝入U型不銹鋼鋼帶槽中,采用LZ6/560型藥芯焊絲成型機軋成直徑為4.4 mm的O型截面焊絲,經拉拔處理依次減徑0.5 mm,直至直徑為2.4 mm。藥芯焊絲的粉末填充率約為45%。 

Q235鋼基體試樣的尺寸為30 cm×20 cm×12 cm,堆焊前將其表面用角磨機磨平,去除表面油污以及氧化皮,直至露出金屬光澤。使用MZ1250型埋弧焊機在處理好的基體表面制備熔覆層,堆焊電流分別為350,400,450,500 A,堆焊電壓為37 V,堆焊速度為35 mm·min−1。 

采用數控走絲線切割機床在堆焊試樣表層切割出尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣,對其截面進行打磨拋光,用由質量比為1∶10∶20的FeCl3、HCl、H2O組成的三氯化鐵溶液腐蝕15 s后,采用多功能ZEISS Axio plan2型光學顯微鏡（OM）觀察截面顯微組織。采用X Pert PRO MPD型X射線衍射儀（XRD）分析熔覆層的物相組成,工作電壓為50 kV,工作電流為200 mA。采用Nova 400 Nano型場發射掃描電子顯微鏡（FESEM）觀察熔覆層微觀形貌,用附帶的能譜儀（EDS）分析微區成分。采用HX-500型顯微硬度測試計測試熔覆層的截面顯微硬度,載荷為9.8 N,保載時間為10 s,沿深度方向每隔20 μm取點測試,相同深度測3個點取平均值。在堆焊試樣上切割出尺寸為?4.8 mm×18 mm的銷試樣,在淬火態GCr15鋼上切割出尺寸為?44 mm×5 mm的圓柱形底盤,在MUZ-10Z型高溫真空摩擦磨損試驗機上進行銷盤摩擦磨損試驗,試驗溫度為800 ℃,轉速為100 r·min−1,載荷為100 N,時間為120 min,測試3組,每組2個平行銷試樣。使用精度為0.000 1 g的電子天平稱取試樣磨損前后的質量,計算磨損質量損失。采用FESEM觀察磨損形貌。 

2.   試驗結果與討論

2.1   物相組成

由圖1可知,不同堆焊電流制備的熔覆層均存在Fe-Cr固溶體、M23C6、NbC以及少量M7C3、Fe3W3C等物相,M代表鐵、鉻等元素。Fe-Cr固溶體和M23C6相的衍射峰強度相對較高,說明熔覆層主要由Fe-Cr固溶體和M23C6碳化物組成。 

圖  1  不同堆焊電流制備熔覆層的XRD譜

Figure  1.  XRD patterns of cladding layer prepared under different surfacing currents

2.2   顯微組織

由圖2可見,不同堆焊電流制備的熔覆層與基體結合界面處均未出現裂紋、孔洞等缺陷。當堆焊電流為350 A時,熔覆層與基體之間的熔合線附近存在大量白色長條形區域（箭頭所指）,這是因為低電流下熱輸入小,熔覆層與鋼基體反應不充分；隨著堆焊電流的增大,熱輸入逐漸提升,白色長條形區域減少,當堆焊電流為450 A時,幾乎不存在白色長條形區域,熔覆層與基體之間的熔合線清晰,說明在此堆焊電流下熱輸入適中,熔覆層與鋼基體反應充分；當堆焊電流繼續增大至500 A時,由于熱輸入較大,熔覆層與基體之間的熔合線較模糊,熔合線附近白色長條形區域較少,說明基體表面熔化量過多并與熔覆層混合,過會導致熔覆層中合金元素濃度的稀釋,影響熔覆層性能。 

圖  2  不同堆焊電流制備熔覆層的OM形貌

Figure  2.  OM morphology of cladding layer prepared under different surfacing currents

由圖3可知,從熔覆層向基體方向,鉻和鈮元素含量降低,鐵元素含量增加。這是因為在堆焊過程中的高溫作用下,熔覆層中高含量的鉻和鈮等元素向鋼基體一側擴散,鋼基體中的鐵元素向熔覆層擴散,從而在熔合區形成具有元素濃度梯度變化的區域；鋼基體與熔覆層之間形成良好的冶金結合[12]。 

圖  3  在堆焊電流450 A下制備熔覆層結合界面處的EDS線掃描位置及結果

Figure  3.  EDS line scanning position (a) and results (b) at bonding interface of cladding layer prepared at surfacing current of 450 A

由圖4可見,不同堆焊電流下熔覆層中均出現了淺灰色塊狀顆粒、深灰色網狀相和灰色Fe-Cr固溶體基體相。結合表2和XRD分析可知：淺灰色塊狀顆粒中碳與鈮元素含量較高,且原子比接近于1∶1,推斷為NbC硬質相；網狀相中鉻和鐵元素含量高,這2種元素與碳元素原子比約為23∶6,推斷為（Cr,Fe）23C6碳化物。鈮元素是強碳化物形成元素,在埋弧堆焊過程中和碳原子經過原位反應形成NbC硬質相[13],對硬度與耐磨性的影響遠大于鉻碳化合物[14]；（Cr,Fe）23C6網狀碳化物的硬度高,在具有韌性的Fe-Cr固溶體基體中起到支撐和強化作用,可作為抗磨損的“骨架”提升熔覆層的硬度和耐磨性[15-16]。 

圖  4  不同堆焊電流制備熔覆層的FESEM形貌

Figure  4.  FESEM morphology of cladding layer prepared under different surfacing currents

堆焊電流的差異使得熔池的溫度有所不同,進而影響熔覆層的冷卻時間,因此原位生成的NbC形核點的生長發育時間也不同,導致NbC形狀各異。當堆焊電流為350 A時,熔池溫度較低且冷卻時間短,塊狀顆粒形核點數量較多,塊狀顆粒的形狀不規則,并且Fe-Cr固溶體基體中存在少量孔洞；隨著堆焊電流的增大,熔池溫度提高且冷卻時間延長,塊狀顆粒形狀變得規則,Fe-Cr固溶體基體中孔洞數量有所下降；當堆焊電流為450 A時,塊狀顆粒形狀最規則,尺寸較為一致,分布均勻且Fe-Cr固溶體基體中孔洞數量明顯下降；當堆焊電流為500 A時,塊狀顆粒過度生長,先形成的塊狀顆粒互相連接形成不規則形狀,并抑制周圍形核點長大,從而析出呈短棒狀等形狀的小塊狀顆粒,這些小塊狀顆粒會產生偏聚,互相吸引聚集在較大的NbC硬質相周圍[17],這會增加熔覆層的脆性,導致硬度降低。由熔覆層的微觀形貌分析可知,在Q235鋼表面埋弧堆焊Fe-Cr-W-Nb合金熔覆層的最佳電流為450 A。 

2.3   顯微硬度

由圖5可知：不同電流堆焊熔覆層的硬度未隨深度發生突變,顯微硬度在450~500 HV之間；在熔合區,隨著距基體距離增大,硬度增大。當堆焊電流分別為350,400,450,500 A時,熔覆層的平均顯微硬度分別為468.9,463.4,472.1,444.3 HV,可知隨著堆焊電流的增大,堆焊層顯微硬度先增大后減小。隨著堆焊電流的增大,熱輸入逐漸提升,使得硬質相形狀變得規則,尺寸逐漸一致,分布逐漸均勻,當堆焊電流為450 A時熔覆層中硬質相顆粒形狀最規則,尺寸較一致,分布均勻,此時顯微硬度曲線起伏波動最小,熔覆層顯微硬度最高；當堆焊電流為500 A時,此時熱輸入過大,先形成的碳化物硬質相過度生長并抑制周圍形核點長大,使得硬質相形狀不一致,分布不均勻,因此熔覆層顯微硬度曲線起伏波動最大且顯微硬度最低。 

圖  5  不同堆焊電流制備熔覆層的截面顯微硬度分布

Figure  5.  Microhardness distribution on cross-section of cladding layer prepared under different surfacing currents

2.4   高溫耐磨性能

由圖6可知：熔覆層的磨損質量損失隨著堆焊電流的增加先減小后增大,當堆焊電流為450 A時磨損質量損失最小,說明耐磨性能最好。在較低堆焊電流下熱輸入不足,熔覆層顯微硬度較低,因此耐磨性能不強；當堆焊電流為450 A時,熔覆層顯微硬度最高,耐磨性能提高；當堆焊電流為500 A時,熔覆層硬度減小,脆性增大,耐磨性能下降。 

圖  6  800 ℃摩擦磨損后不同堆焊電流制備熔覆層的磨損質量損失

Figure  6.  Wear mass loss of cladding layer prepared under different surfacing currents after friction and wear at 800 ℃

由圖7可知,高溫摩擦磨損后不同堆焊電流制備熔覆層的表面均存在犁溝和微裂紋,這是因為細小的磨屑顆粒黏附于摩擦副表面,在摩擦過程中產生了犁溝,這些犁溝容易產生應力集中和微裂紋。當堆焊電流小于450 A時,熔覆層中犁溝較深,并出現大面積剝落,磨損嚴重,這是因為堆焊電流較低時熔覆層中形成的硬質相顆粒沒有充分生長,形狀不規則,導致熔覆層表面整體硬度較低,耐磨性能差,此時磨損機制為磨粒磨損；當堆焊電流為450 A時,熔覆層中犁溝明顯減少且磨痕最淺,表面較為平坦,這是因為熔覆層磨損面在高溫下發生氧化反應形成了連續的氧化層薄膜,對熔覆層起到了保護作用[17],同時由于硬質相顆粒形狀規則、尺寸一致,在Fe-Cr固溶體基體中均勻分布,提升了熔覆層整體硬度與耐磨性能,此時磨損機制主要為氧化磨損；當堆焊電流為500 A時,熔覆層中除了存在較淺的犁溝磨痕外還存在剝落坑,剝落坑是因為聚集在較大不規則NbC硬質相顆粒周圍的較小短棒狀硬質相顆粒在摩擦副的剪切力作用下被剝離而產生的[18],此時磨損機制為氧化磨損和磨粒磨損共同作用。 

圖  7  不同堆焊電流制備熔覆層的磨損形貌

Figure  7.  Wear morphology of cladding layer prepared under different surfacing currents

3.   結論

（1）不同堆焊電流埋弧堆焊Fe-Cr-W-Nb合金熔覆層均主要由Fe-Cr固溶體、M23C6、NbC以及少量的M7C3、Fe3W3C等物相組成,熔覆層與基體結合界面處均未觀察到裂紋、孔洞等缺陷。 

（2）隨著堆焊電流的增大,NbC硬質相顆粒的形狀變得規則,當堆焊電流為450 A時,硬質相顆粒的形狀最規則,尺寸一致,分布均勻,熔覆層與鋼基體形成良好的冶金結合；當堆焊電流為500 A時,NbC硬質相顆粒互相連接形成不規則形狀,尺寸明顯變大,分布不均勻。 

（3）隨著堆焊電流的增大,熔覆層顯微硬度先增大后減小,磨損質量損失先減小后增大,當堆焊電流為450 A時,顯微硬度最大,磨損質量損失最小,耐磨性能最優,此時磨損機制為氧化磨損。

文章來源——材料與測試網