劉均海, 黃繼華 劉均波, 宋桂香

(1. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083； 2. 威海職業(yè)學(xué)院 機(jī)電工程系，威海264210；3. 濰坊學(xué)院 機(jī)電工程系，濰坊261041； 4. 威海職業(yè)學(xué)院 職業(yè)技能實(shí)訓(xùn)中心，威海264210)

埋弧堆焊TiC顆粒增強(qiáng)復(fù)合涂層的組織與性能

劉均海1,2, 黃繼華1, 劉均波3, 宋桂香4

(1. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083； 2. 威海職業(yè)學(xué)院 機(jī)電工程系，威海264210；3. 濰坊學(xué)院 機(jī)電工程系，濰坊261041； 4. 威海職業(yè)學(xué)院 職業(yè)技能實(shí)訓(xùn)中心，威海264210)

以TiFe粉、Cr粉、Ni粉、Fe粉、膠體石墨等為原料，利用合金粉粒埋弧堆焊技術(shù)在Q235鋼表面原位反應(yīng)合成TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層。利用SEM，XRD 和EDS等分析了涂層的顯微組織，并在室溫干滑動磨損條件下測試該涂層的耐磨性能。結(jié)果表明：利用合金粉粒埋弧堆焊技術(shù)，可以原位合成粒徑在2 μm以下、彌散分布的TiC顆粒。涂層組織由TiC顆粒、馬氏體和奧氏體構(gòu)成。涂層平均顯微硬度達(dá)601HV0.2，約是碳鋼基體的3倍。由于TiC顆粒和馬氏體的抗磨損性能使涂層具有優(yōu)異的耐磨性能，因此涂層磨損質(zhì)量約是基體金屬的1/10。埋弧堆焊雙層涂層與單層涂層相比，馬氏體含量減少，奧氏體和TiC含量增加，耐磨性更好。

埋弧堆焊；TiC顆粒；涂層；原位合成

由于TiC顆粒具備硬度高、熔點(diǎn)高、熱穩(wěn)定性好等特點(diǎn)，可以通過Ti粉或TiFe粉與C反應(yīng)合成，因此，近年來對制備TiC顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的研究成為熱點(diǎn)[1?4]。TiC在復(fù)合材料中多以微細(xì)顆粒析出，呈彌散分布，對基體金屬的韌性損害較小。TiC顆粒增強(qiáng)的復(fù)合涂層增強(qiáng)了零件的表面強(qiáng)度和綜合性能[2]。目前，制備TiC顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合涂層的涂層技術(shù)主要有：激光熔覆、等離子熔覆、鎢極氬弧熔覆和等離子噴涂等[5?13]。在涂層制備技術(shù)中，激光熔覆、等離子熔覆設(shè)備投資多，工藝復(fù)雜，合金粉利用率不高；鎢極氬弧熔覆設(shè)備投資不高，但制備涂層的工藝復(fù)雜，效率低；等離子噴涂和火焰噴涂雖然設(shè)備投資少，使用方便，但涂層與基材的結(jié)合強(qiáng)度低。藥芯焊絲的出現(xiàn)解決了高硬度耐磨材料不能制備焊絲的難題，二氧化碳?xì)怏w保護(hù)焊和埋弧堆焊在制備耐磨涂層方面逐漸成為熱點(diǎn)[14]。埋弧焊電弧熱量集中，足可以熔化基體與一般陶瓷相形成熔池。熔池被焊劑保護(hù)，在加熱和反應(yīng)過程中與空氣隔離，避免了合金元素的氧化與燒損，而且操作簡單、效率高，堆焊層質(zhì)量穩(wěn)定。因?yàn)橹苽渌幮竞附z設(shè)備投資多，制備工藝要求較高，限制了埋弧堆焊的應(yīng)用范圍。采用合金粉粒埋弧堆焊，可以將特殊功能材料和高硬度耐磨材料顆粒鋪在基體上，充分利用埋弧焊的優(yōu)點(diǎn)，制備出特殊功能的涂層。國內(nèi)外已經(jīng)采用這種堆焊工藝制造大面積耐磨合金復(fù)合鋼板，其堆焊合金采用高鉻合金鑄鐵[15]。目前，關(guān)于采用埋弧堆焊技術(shù)制備TiC顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合涂層的研究尚未見報道。

本文作者將合金粉粒埋弧堆焊技術(shù)和原位合成技術(shù)相結(jié)合，在普通碳鋼表面制備無裂紋的原位合成TiC增強(qiáng)復(fù)合涂層，探索一種新的涂層制備技術(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)

試樣材料由基材、合金粉末和焊絲3部分組成?；倪x取 Q235碳鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為 C≤0.18%，Mn0.35%~0.80%，Si≤0.30%，S≤0.040%和P≤0.040%，試驗(yàn)尺寸為100 mm×200 mm×20 mm。合金粉末材料選取工業(yè)TiFe粉、Cr粉、霧化Ni粉、Fe粉和膠體石墨等粉末，其化學(xué)成分如表1所示。按照TiFe粉35%、Cr粉35%、Ni粉10%、Fe粉10%、石墨粉10%的比例配置合金粉，并混合均勻。

試驗(yàn)設(shè)備選用配有專用埋弧焊小車的美國林肯埋弧焊機(jī)DC?1000，堆焊原理如圖1所示。在合金粉粒埋弧堆焊時，首先將合金粉粒堆鋪在工件上，電弧在焊絲與工件之間燃燒，電弧熱將焊絲和電弧區(qū)附近的合金粉粒?工件和焊劑熔化，熔池凝固后形成堆焊層?由于相當(dāng)一部分電弧熱消耗在熔化合金粉粒上，所以大大降低了稀釋率，提高了堆焊速度?焊絲選用直徑為4 mm的H08A普通焊絲，焊劑HJ402的具體成分如表2所列。堆焊工藝參數(shù)：工作電流550 A，工作電壓33 V，送粉速度11.2 g/s，送絲速度19 mm/s，焊接速度5.6 mm/s。在堆焊多層焊時，堆焊每道焊前均空冷到室溫，再按圖2所示示意圖進(jìn)行多層堆焊。

圖1 合金粉粒填充金屬埋弧堆焊示意圖Fig.1 Schematic diagram of deposition by submerged-arc welding adding of alloy powders

表1 原料粉末的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of powders for raw materials(mass fraction, %)

采用S?4300型掃描電鏡觀察試樣涂層顯微組織，利用Rigaku D/max 2200 PC 自動X射線衍射儀并結(jié)合LinkISIS能譜儀對涂層進(jìn)行物相鑒定；采用Leica VMHT 30M顯微硬度計測定涂層沿層深方向的顯微硬度分布，載荷19.6 N，加載保持時間20 s。磨損實(shí)驗(yàn)在MM200型磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，將涂層試樣采用線切割方法切割成長10 mm、寬10 mm、高10 mm的立方體。選用硬質(zhì)合金磨環(huán)，以Q235鋼基材作為標(biāo)樣，圓環(huán)轉(zhuǎn)速200 r/min(線速度0.471 m/s)，載荷選取392 N，磨損時間選300和900 s。用精度為0.1 mg的分析天平稱取試樣及標(biāo)樣的磨損質(zhì)量損失，試驗(yàn)結(jié)果均為3個試樣的平均值。

表2 埋弧堆焊焊劑的化學(xué)成分Table 2 Chemical compositions of submerged arc welding flux(mass fraction, %)

圖2 多層堆焊示意圖Fig.2 Schematic diagram of multiple surface-welding

圖3 復(fù)合涂層的宏觀形貌Fig.3 Macro-morphologies for composite coating layer sections: (a) Single layer; (b) Double layer; (c) Cross-section of single surfacing layer; (d) Cross-section of double layer

2 結(jié)果與分析

圖3所示為埋弧堆焊TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層的宏觀形貌。由圖3(a)和(b)可見，合金粉粒埋弧堆焊TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層表面光滑、沒有裂紋。由圖3(c)可見，合金粉粒埋弧堆焊TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層單道焊縫的寬度約為21 mm，焊高為5.77 mm，熔深為3.11 mm。經(jīng)過圖像軟件分析計算，焊縫熔合比為 58.8%，所配粉末在焊縫中所占比例為 15.7%。由圖3(d)可見，埋弧堆焊雙層涂層是在埋弧堆焊單層涂層基礎(chǔ)上又堆焊了一層得到的。

圖4所示為采用TiFe-Cr-Ni-C合金粉末在Q235碳鋼表面埋弧堆焊制備的復(fù)合涂層的XRD譜。由圖4可見，涂層的主要組成相為TiC、馬氏體和奧氏體。

圖5所示為單層、雙層合金粉粒埋弧堆焊復(fù)合涂層在不同放大倍數(shù)下的組織結(jié)構(gòu)。從圖5(a)和(b)可以看出，涂層組織結(jié)構(gòu)為典型的胞狀結(jié)晶結(jié)構(gòu)，大部分胞狀晶呈現(xiàn)平行狀態(tài)，指向涂層表面。由于埋弧堆焊是一種快速加熱、快速凝固過程，液態(tài)成分變化較大，導(dǎo)致熔池中微區(qū)成分分布不均勻，造成熔覆層中晶體生長形態(tài)的多樣性和凝固組織的多樣性。涂層合金的結(jié)晶形態(tài)受熔池內(nèi)液相成分和形狀因子的影響[16]。形狀因子是結(jié)晶方向上的溫度梯度 G與凝固速度 R之比G/R。由結(jié)合帶向熔池內(nèi)部，溫度梯度G逐漸減小形成小的成分過冷區(qū)，在液固界面上產(chǎn)生凸起，形成柱狀晶；在熔池中部與上部，隨著G和G/R的進(jìn)一步減小，成分過冷更加顯著，晶體形成胞狀與樹枝狀的形態(tài)，即熔池凝固條件不同，最終形成不同的組織形態(tài)。

圖5(b)中各點(diǎn)成分能譜分析結(jié)果如表3所列。結(jié)合圖4和表3可知，圖5(b)所示涂層組織中A點(diǎn)、B點(diǎn)和C點(diǎn)分別為奧氏體相、馬氏體和TiC相。從圖5(b)中還可以看出，涂層組織大部分為馬氏體、奧氏體和少量TiC顆粒。TiC顆粒不僅存在于奧氏體中，也存在于馬氏體中。TiC顆粒較為細(xì)小，形狀較為規(guī)則，最大約2 μm，大部分在1 μm左右。

比較圖5(a)和(c)及圖5(b)和(d)可以得出，雙層涂層中的奧氏體、TiC顆粒含量比單層涂層中含量高，馬氏體含量正好相反。雙層涂層的TiC顆粒尺寸大于單層涂層中的TiC顆粒尺寸。

在埋弧堆焊過程中，電弧在一層較厚的焊劑層下燃燒，部分焊劑在電弧熱作用下立即熔化，形成液態(tài)熔渣和氣泡，包圍整個焊接區(qū)和液態(tài)熔池，隔絕周圍的空氣，產(chǎn)生了良好的保護(hù)作用。同時，Ti和C在熔體中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到反應(yīng)的濃度條件時，即可通過原位反應(yīng)合成TiC。由于Ti、C原子配比為21:50, 遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過合成TiC所需的1?1，因此，多余的C原子會溶解在熔體中。

圖4 復(fù)合涂層的XRD譜Fig.4 XRD pattern of composite coating

表3 圖5(b)中各點(diǎn)成分的能譜分析結(jié)果Table 3 EDS composition test results of points in Fig.5(b)

圖5 復(fù)合涂層顯微組織在不同放大倍數(shù)下的SEM像Fig.5 SEM images of microstructures of composite coatings with different magnifications: (a) Single layer with low magnification;(b) Single layer with high magnification; (c) Double layer with low magnification; (d) Double layer with high magnification

電弧吹力、電磁攪拌等的共同作用可以促進(jìn)熔體中的Cr、Ni和C趨于均質(zhì)化。涂層中含有較多的Cr、Ni、C、Ti元素，這些元素能夠使C曲線右移，并降低馬氏體的轉(zhuǎn)變溫度Ms點(diǎn)和Mf點(diǎn)。由于單層涂層中的Cr、Ni、C、Ti元素的含量比雙層涂層中Cr、Ni、C、Ti元素的少，因此其對馬氏體轉(zhuǎn)變溫度 Ms和 Mf的影響較小。在奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的過程中，奧氏體通過切變共格機(jī)制形成馬氏體。由于馬氏體轉(zhuǎn)變時體積發(fā)生膨脹，對未轉(zhuǎn)變的奧氏體產(chǎn)生壓應(yīng)力，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體難以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此涂層中產(chǎn)生了殘余奧氏體。另外，Ti與O的親和力很大，涂層中的Ti是以顆粒氧化物的形式(TiO)彌散分布于涂層中，可以促進(jìn)涂層金屬晶粒細(xì)化。由此可見，復(fù)合涂層不開裂可能正是因?yàn)榫哂羞@些組織結(jié)構(gòu)：奧氏體具有良好的塑性和延展性；馬氏體轉(zhuǎn)變時體積發(fā)生膨脹會減弱涂層因受拉應(yīng)力開裂的傾向；Ti元素細(xì)化涂層金屬晶粒，合成少量的硬質(zhì)相 TiC，可提高涂層的韌性，減小涂層開裂傾向。

圖6所示為埋弧堆焊TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層熔合區(qū)的SEM像。從圖6(a)中可以看出，熔合區(qū)上側(cè)是馬氏體，是埋弧堆焊第一層涂層的組織，下側(cè)則是基體組織；馬氏體與基體組織之間無氣孔，呈現(xiàn)冶金結(jié)合。從圖6(b)中可以看出，熔合區(qū)上側(cè)是馬氏體組織與奧氏體組織，下側(cè)主要是馬氏體組織；上側(cè)馬氏體組織與下側(cè)馬氏體組織在熔合區(qū)交織在一起，呈現(xiàn)冶金結(jié)合。

表3 圖5(b)中各點(diǎn)成分的能譜分析結(jié)果Table 3 EDS composition test results of points in Fig.5(b)

圖6 復(fù)合涂層熔合區(qū)的SEM像Fig.6 SEM images of fusion zones of composite coatings: (a)Fusion zone between first layer and substrate; (b) Fusion zone between second layer and first layer

圖7 涂層沿厚度方向的顯微硬度分布Fig.7 Microhardness(HV) of cladding layer testing along thickness direction

圖8 埋弧堆焊涂層和Q235鋼磨損質(zhì)量損失Fig.8 Wear mass loss as function of time for composite coating as well as Q235 steel

一般來說，零件摩擦?xí)r，磨損量與其接觸應(yīng)力、相對速度、潤滑條件及摩擦副的材料有關(guān)。而材料的耐磨性與材料硬度及顯微組織有關(guān)。因此，提高涂層的表面硬度是提高材料性能的重要途徑。圖7所示為涂層沿厚度方向的顯微硬度分布。如圖7所示，從表面到熔合區(qū)的硬度相差不大，顯微硬度在575~617HV之間，約是基體金屬的3倍。

圖8所示磨損試驗(yàn)結(jié)果表明，在干滑動磨損試驗(yàn)條件下，涂層的磨損質(zhì)量損失很小，表明涂層具有良好的耐磨性。特別值得注意的是，隨著磨損時間的延長，Q235鋼試樣的磨損質(zhì)量損失急劇升高，而涂層的磨損質(zhì)量損失隨磨損時間的延長卻變化很小，涂層的磨損質(zhì)量約是基體金屬的1/10。這是因?yàn)門iC顆粒和馬氏體的抗磨損性大大提高了涂層的抗磨損性能。從磨損試驗(yàn)結(jié)果還可以看出，埋弧堆焊雙層涂層的耐磨性比單層涂層的耐磨性高，這是因?yàn)榛w對單層涂層的稀釋率比對雙層涂層的稀釋率更低。

3 結(jié)論

1) 采用合金粉粒埋弧堆焊工藝在Q235基體表面原位合成了TiC顆粒增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層；無需焊前預(yù)熱及焊后緩冷，且涂層無裂紋、夾雜、氣孔等缺陷。

2) 利用合金粉粒埋弧堆焊技術(shù)，可以原位合成粒徑在2 μm以下且彌散分布的TiC顆粒。涂層組織由少量TiC顆粒和奧氏體及大量馬氏體構(gòu)成。

3) 涂層平均顯微硬度達(dá)601HV0.2，約是碳鋼基體的3倍。涂層具有良好的耐磨性能，其磨損質(zhì)量損失約是基體金屬的1/10。

4) 埋弧堆焊雙層涂層與單層涂層相比，奧氏體和TiC顆粒含量增加，馬氏體含量減少，耐磨性增強(qiáng)。

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Microstructure and performance of submerged-arc weld clad TiC particle reinforced composite coating

LIU Jun-hai1,2, HUANG Ji-hua1, LIU Jun-bo3, SONG Gui-xiang4
(1. School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Department of Mechanical and Electronic Engineering, Weihai Vocational College, Weihai 264210, China;3. Department of Mechanical and Electronic Engineering, Weifang University, Weifang 261041, China;4. Department of Vocational Skills Training Center, Weihai Vocational College, Weihai 264210, China)

TiC particle reinforced Fe-based composite coatings were in situ synthesized on the surface of Q235 steel by submerged-arc welding(SAW) using mixture of TiFe, Cr, Ni, Fe and colloidal graphite powers, etc. Microstructures of the coatings were observed by scanning electron microscopy (SEM), the phases in the coatings were determined by X-ray diffractometery (XRD), and the wear resistance of the composite coatings was evaluated under dry sliding wear test conditions at room temperature. The results indicate that the fine TiC particles with diameter less than 2 μm are synthesized by using submerged-arc welding process and distributed in the matrix. The coating consists of TiC particles,martensite and austenite. The microhardness of the coating is 601HV0.2, which is 3 times larger than that of the base material. The wear mass loss of Q235 base material is 10 times more than that of the coating. Compared with the single-layer composite coating, the double composite coating shows better wear resistance due to the increase of austenite and TiC content and the decrease of martensite content.

submerged-arc welding; TiC; coating layer; in situ synthesis

TG425

A

1004-0609(2011)03-0663-06

山東省科技攻關(guān)項(xiàng)目(2007GG30003003)

2010-03-09；

2010-03-30

宋桂香，講師，碩士；電話：0631-5700479；E-mail: junhailiu@sina.com

(編輯 何學(xué)鋒)