高铬不锈钢堆焊合金的超细化显微组织及耐磨性
龚建勋1,肖逸锋1,张清辉1,马 蓦2
(1. 湘潭大学 机械工程学院,湖南 湘潭,411105;
2. 湘潭大学 材料与光电物理学院,湖南 湘潭,411105)
摘 要:采用药芯焊丝埋弧堆焊方法制备含1.25%~1.75%C,15%~25% Cr,1.5%~1.8% V,2%~3% W和0.6%~1.0% B(质量分数)的高铬不锈钢合金,借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射等分析手段,研究其显微组织、表面形貌及成分分布,考察碳化钨及碳含量对高铬堆焊合金硬度和耐磨性的影响。研究结果表明,高铬堆焊合金的显微组织由α-Fe+(Cr, Fe)23C6+(Cr, Fe)7C3+WC+TiB2等组成,其中,碳化钨颗粒从药芯焊丝过渡到堆焊合金前未完全熔化,阻碍晶粒长大,并使其粒度为5~10 μm,因而,工件无预热且焊后不保温缓冷,堆焊合金没有开裂;耐磨粒磨损试验结果表明,高铬不锈钢堆焊合金的相对磨损系数为实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金的5~18倍,耐磨性能好;弥散分布的碳化物颗粒强化α-Fe基体,使磨粒锲入受阻,耐磨性增强。
关键词:不锈钢;堆焊;药芯焊丝;超微细;耐磨性
中图分类号:TG422.1 文献标识码:A 文章编号:1672-7207(2009)04-0950-06
Ultrafine microstructure and wear resistance of high-chromium stainless steel surfacing alloys
GONG Jian-xun1, XIAO Yi-feng1, ZHANG Qin-hui1, MA Mo2
(1. School of Mechanical Engineering, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China;
2. Faculty of Material and Photoelectronic Physics, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China)
Abstract: High chromium stainless steel alloys with 1.2%-1.8% C, 15%-25% Cr, 1.0%-2.0% V, 2%-3% W and 0.6%-1.0% B (mass fraction) were deposited by the method of flux-cored wire submerged arc welding. The microstructure,surface morphology and element distribution of surfacing alloys were investigated by optical microscopy (OP), scanning electron microscopy (SEM) and X-ray diffraction (XRD). The effects of WC in flux-core and carbon content on wear properties were evaluated. Incomplete molten tungsten carbide inhibits grain growth and the grain size was 5-10 μm. The deposited metals without preheating and post-weld heat treatment have no cracks. The experimental results show that the microstructure consists of ferrite, carbide such as (Cr, Fe)23C6, (Cr, Fe)7C3 and boride such as TiB2 etc. The abrasion resistance is deliberately superior to solid wire of H25Cr3Mo2MnV and its relative coefficient is 5-18 times of solid wire. The matrix strengthened by carbide dispersion impedes the imbedding of abrasive particles and improve the abrasion resistance.
Key words: stainless steel; hardfacing; flux-cored wire; ultrafine; wear resistance
高铬铸铁合金具有良好的耐磨性及耐腐蚀性,广泛应用于破碎机滚筒、衬板、磨煤机辊套等机械零件上[1-2],目前,用其制造或者修复受损的工件表面以药皮焊条电弧焊方法为主[3],电弧堆焊虽焊缝热输入量小,裂纹、敏感小,但生产效率低。高铬铸铁如以药芯焊丝形式埋弧堆焊,因其碳含量高,堆焊焊缝冷却快,合金淬硬倾向大,形成的碳化物粗大并呈树枝状、网状分布[4-6],从而使合金韧性差,即使焊前预热、焊后保温缓冷,堆焊合金仍易开裂[7-8]。另外,预热等减小应力的工艺措施使企业能耗增大,工作环境变差。如何增强高铬铸铁合金的韧性,实现免预热堆焊,这已成为一个需解决的突出问题。晶粒细化可有效提高金属强度、韧性和抗裂性[9-10],碳化物细化可导致金属的耐磨粒磨损性能降低[11],而以硼为主要添加元素的高铬铸铁则表现出较为优异的耐磨性,缺点是韧性不高,原因在于硼化物呈针状或者片状分布[12-13]。本文作者适当降低高铬铸铁的碳含量,在药芯焊丝中加入一定量的钒铁、碳化钨和碳化硼(B4C)等组分来细化晶粒、提高韧性并增强耐磨性,对其埋弧堆焊合金的显微组织、微区成分和耐磨粒磨损性能进行分析和研究。
1 实验方法
药芯焊丝外皮为H08A,药芯由高碳铬铁(含69% Cr,4% C)、碳化钨、钒铁(含50% V)、钛铁(含30% Ti)、碳化硼(B4C)、碳化钨(WC)、镍粉、还原铁粉等组成,药粉搅拌均匀后经YHZ-1药芯焊丝成型机轧制成直径为4.0 mm焊丝,再拉拔减径为3.6 mm备用。
在长×宽×厚为90 mm×70 mm×16 mm的试板(A3)上,药芯焊丝用交流埋弧焊机MZ-1000堆焊3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,无粘渣,分别制备了63~70号试样,其化学成分(质量分数)为:C 1.25%~1.75%,Cr 15%~25%,V 1.5%~1.8%,Si 0.5%~1.2%,Mn 0.5%~ 0.7%,W 2.0%~3.0%和B 0.6%~1.0%,堆焊试样Cr,V含量及其药芯焊丝WC含量如表2所示。
表1 药芯焊丝埋弧焊工艺参数
Table 1 Processing parameter of flux cored wire submerged arc welding
表2 Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的成分
Table 2 Compositions of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys
试样表面被磨平后,用HR-150洛氏硬度计测试硬度,然后,线切割加工制备为长×宽为12 mm×10 mm金相试样和57 mm×25.5 mm×6 mm耐磨性试样。水冷切取堆焊表层部分,敲碎并研磨为粉末,作为D/MAX2550VB型X射线衍射仪分析样品。
金相试样先用4%的硝酸酒精腐蚀,再用复合试剂硝酸5 mL、盐酸15 mL、重铬酸钾2.5 g、苦味酸1 g、酒精30 mL(均为分析纯)浸湿,依次用水和酒精清洗干净后,吹干,JSM-6360LV扫描电镜观察试样表面,用其附属电子能谱仪Oxford 7854对试样微区进行分析。
耐磨性试验采用MLS-23型湿砂橡胶轮式磨损试验机,条件如下:橡胶轮直径为178 mm,邵尔硬度为60,所加砝码质量为2.5 kg,橡胶轮转速为240 r/min,砂浆比例为:250~425 mm石英砂1.5 kg配1 kg水。试样先预磨1 000 r,冲洗干净,吹干,称初始质量为M0,然后,正式试验1 000 r后清洗吹干,再次称质量为M1,(M0-M1)即为试样磨损绝对失质量?M。以直径为4.0 mm的实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金为标准试样,相对磨损系数ε为:
。
式中:?M0为标准试样绝对失质量。试验后,将耐磨试样表面冲洗干净,用JSM-6360LV扫描电镜分析磨损表面形貌。
2 结果及分析
2.1 堆焊合金的显微组织
2.1.1 焊缝中间显微组织
Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织如图1所示。从图1可知,堆焊合金Cr-W-V-B的显微组织主要由α-Fe+少量γ-Fe+大量碳化物或硼化物颗粒组成,图中灰色区域为α-Fe和碳化物组织,白色为γ-Fe,基体组织与硬质相颗粒均非常细小且弥散分布。由于晶粒细小,耐腐蚀性强,组织衬度小,在光学显微镜下不易被观察到。图1所示为65号和68号试样的光学显微组织,其中,65号试样的碳含量比68号试样的低,对比图1(a)和(b)可知,68号试样的γ-Fe组织数量明显增多,且碳化物分布趋于集中。
(a) 65号试样;(b) 68号试样
图1 Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织
Fig.1 Microstructures of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys
图2所示为65号试样的X射线衍射谱(XRD)。可见,该合金基体组织为α-Fe,硬质相则由(Cr, Fe)23C6+ (Cr, Fe)7C3+WC+TiB2组成。由于WC高温固溶后优先形成Fe7W6化合物,而以上结果未显示其衍射峰,这表明药芯焊丝所加入的WC颗粒凝固结晶前并未全部熔化或者固溶形成Fe7W6相,而是仅表层部分熔化,即呈半熔化态,就过渡到堆焊合金。另外,图2中无B4C的特征峰,而出现较强的TiB2衍射峰,这说明B4C在焊接熔池等高温条件下与钛铁反应形成另一硬质相TiB2。
图2 65号堆焊合金的XRD谱
Fig.2 XRD patterns of No.65 hardfacing alloys
图1(a)显示65号金相试样存在深色和浅色区域。对该试样的显微组织形貌(图3(a))中的微区A(对应图1(a)浅色区域)和微区B(对应图1(a)深色部分)成分进行扫描,结果如下(质量分数,%):A区中含Cr 24.95%,V 3.33%;B区中含Cr 29.31%,V 3.66%,W 3.39%;2个微区最显著的区别是深色区域B出现了高含量的钨。由于堆焊焊缝冷却速度快,而碳化钨的熔点(2 600 ℃)高,WC颗粒凝固前未完全熔化,阻碍晶粒长大。另外,铁素体碳固溶量低,抑制WC颗粒熔化或者固溶部分所分离出的碳元素迁移扩散,使该局部区域的碳含量偏高,因而,碳化物更易于析出,导致显微组织细小,呈深色。由于大量的碳化物弥散分布,导致65号和68号堆焊合金晶粒粒度为5~10 μm,整体属于超细化晶粒[14],尤其碳化物以颗粒状存在,而不以粗大树枝状或者网状形态存在,这种形态不利于裂纹扩展[15],并使堆焊合金具有较强的韧性,因而,工件焊前不预热且焊后不保温缓冷,堆焊合金层没有开裂。
(a) 65号试样;(b) 68号试样;(c) 70号试样(去除钒铁组分)
图3 Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织形貌
Fig.3 Microstructure morphologies of Fe-Cr-W-V-B
hardfacing alloys
70号试样为去除钒铁组分的合金,从其显微组织形貌(图3(c))来看,一部分碳化物呈方向性分布,而加入钒铁的试样其碳化物未出现上述形态,这表明碳化钒析出阻碍了碳化物等相的定向生长,有利于获得碳化物等硬质相弥散分布的显微组织。
2.1.2 焊缝交界处显微组织
63号堆焊合金焊缝交界处的显微组织、表面形貌及成分分布如图4所示。从图4(a)~(b)可见,63号试样焊缝交界处经历了重熔或者高温固溶,晶粒明显长大,碳化物沿着焊缝方向呈长条状或者颗粒状分布。对63号试样显微组织中A,B和C处进行成分扫描(图4(b)),结果如下(质量分数,%):A处含Cr 15.7%,V 1.83%,Ni 1.28%,Ti 0.45%;B处含Cr 12.75%,V 1.07%,Ni 1.59%;C处含C 5.74%,Cr 15.70%,V 1.7%,Mn 0.94%,Ni 0.95%,其中,A点位于焊缝交界处的基体,B点位于焊缝中间的基体上。比较A与B点成分可知,交界处的铬钒含量偏高,且出现了Ti,这是由于一部分Cr,V与Ti等元素的碳化物高温固溶,使铁素体基体中Cr,V和Ti等元素含量提高,促使碳向焊缝交界处两侧扩散,局部形成灰色增碳区,致使该区域的碳化物颗粒更为密集。C点扫描点处在颗粒上,与A、B点所不同的是,其碳含量高,这表明该颗粒为碳化物。图4(b)所示白线为从焊缝交界处到中间区域的Fe,Cr和V元素的成分同步扫描线,从扫描结果可知,一部分Cr和V元素含量的高峰值几乎同步出现,且位于点状或者块状颗粒,而相对应的是Fe含量的低谷峰。可见,这些颗粒应是Cr和V的复合碳化物。
(a) 显微组织;(b) 表面形貌
图4 63号堆焊合金焊缝交界处的显微组织及表面形貌
Fig.4 Microstructure and surface morphology between welding beads of No.63 hardfacing alloys
2.2 堆焊合金的耐磨性
WC与碳含量对Fe-Cr-W-V-B堆焊合金硬度影响如图5所示。从图5可知,Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的相对磨损系数是实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金的5~18倍。其中,65号和66号试样的相对磨损系数为市售无渣高铬铸铁耐磨焊条(相对磨损系数ε=9.3)的1.5~2.0倍,具有良好的耐磨性。
2.2.1 药芯焊丝碳化钨含量的影响
从图5(a)可知,随着药芯焊丝中碳化钨含量增加,Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的洛氏硬度基本不变,相对磨损系数ε先增加然后下降。这是因为部分碳化钨颗粒分解后使基体的碳含量提高,γ-Fe组织数量增加,减弱了碳化钨的弥散强化效应。当γ-Fe组织数量较多 时,析出碳化物相对较少,堆焊合金硬度和耐磨性下降。由此可知,碳是以固溶还是碳化物形式存在,这对堆焊合金的耐磨性影响很大,因而,需调整堆焊工艺或者药芯成分配比,使其满足一定条件或者比例关系,才能使碳与合金元素充分形成碳化物。
2.2.2 碳含量的影响
从图5(b)可见,Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的洛氏硬度随碳含量提高而增加,但ε并不与之成正比,而是先下降再增加。碳含量提高,γ-Fe组织增加,α-Fe含量下降,碳化物颗粒趋于集中分布,削弱了弥散分布的强化作用。当碳含量高至1.75%时,碳优先扩散到γ-Fe基体的晶界并沿晶界形成长条状碳化物,构成耐磨骨架,耐磨性提高,但韧性下降。以上说明,当基体为(γ-Fe+a-Fe)双相组织且γ-Fe数量较大时,促使碳化物的分布形貌和含量发生改变,从而影响其耐磨性。
(a) WC;(b) C
1—硬度;2—相对磨损系数
图5 WC与碳含量对Fe-Cr-W-V-B堆焊合金洛氏硬度影响
Fig.5 Effect of WC content in flux core and carbon content on hardness of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys
2.2.3 磨损形貌
Fe-Cr-W-V-B堆焊合金耐磨粒磨损表面形貌如图6所示。可见,合金表面为凿槽或者犁沟条纹,这表明磨粒的显微切削占主要机制,但65号与68号试样的磨损形貌有所不同,其中68号试样沟槽两侧出现塑性变形,为典型的犁沟条纹,由于68号试样的奥氏体含量较高,基体塑性好,磨损表面塑性变形痕迹明显。而65号试样的沟槽较宽且深,有断裂痕迹,塑性变形不明显,为凿槽形貌。由于65号试样碳化钨含量较多,基体强度高,石英砂颗粒锲入深度小,磨粒在沟槽区域阻力大,相对于光滑表面更易于锲入,致使沟槽宽且深。另外,从图6可看到,碳化物质点可使磨粒的切削运动停止,长条状比点状碳化物的阻碍效果更好。以上结果表明,碳化物弥散分布提高堆焊合金强度,提高磨粒锲入表面所需能量,增强耐磨性,这也是65号试样的相对磨损系数ε是68号的2.57倍的原因。
(a) 65号试样;(b) 68号试样
图6 Fe-Cr-W-V-B堆焊合金耐磨粒磨损的表面形貌
Fig.6 Surface morphologies of abrasion test of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys
3 结 论
a. 弥散分布的部分熔化态硬质相如碳化钨颗粒,阻碍Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的晶粒长大,促使晶粒超微化且大部分颗粒粒径为5~10 μm。
b. 药芯碳化钨含量增加,Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的基体强度提高,阻碍磨粒锲入,耐磨性提高。该合金磨损形貌为典型的凿槽或者犁沟条纹,磨料的显微切削占主要磨损机制。该堆焊合金中碳是以固溶还是以碳化物的形式存在,可使γ-Fe组织及碳化物析出含量改变,从而影响其耐磨性。
c. Fe-Cr-W-V-B堆焊合金析出碳化钒,可阻碍碳化物等硬质相的定向生长,改善其分布形貌,其中一部分V元素与Cr元素形成了复合碳化物。
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收稿日期:2008-10-10;修回日期:2008-12-20
基金项目:湖南省教育厅资助项目(06C838);湘潭大学科研启动基金资助项目(06QDZ05)
通信作者:龚建勋(1973-),男,湖北崇阳人,博士,副教授,从事材料表面工程和功能薄膜研究;电话:13187327502;E-mail: gong309@tom.com