鄧漢忠，孟祥峰

（1.遼寧工程技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，阜新123000；2.遼寧工程職業(yè)學(xué)院機(jī)械工程系，鐵嶺112000）

0 引 言

近年來，現(xiàn)代化高產(chǎn)高效礦井不斷涌現(xiàn)，大功率、高可靠性煤機(jī)裝備已成為煤礦生產(chǎn)的主要技術(shù)支撐。刮板輸送機(jī)作為重要的設(shè)備要求每小時過煤量大于2 000t，整套設(shè)備尤其是中部槽過煤總量超過1 000萬t，這對中部槽的綜合性能提出了新的挑戰(zhàn)，中部槽底板、中板開始采用超高強(qiáng)度耐磨鋼［1］，如 K360、NM360、JEF-EH400、JEF-EH450等。中部槽是刮板輸送機(jī)的關(guān)鍵部件，貨載（煤和矸石）、刮板和鏈條均在中部槽中滑行，使中部槽主要因磨損［2-3］而過早失效。近年來許多學(xué)者對磨損較嚴(yán)重的中部槽中板進(jìn)行了堆焊修復(fù)研究［4-8］，他們采用的焊接方法多為手工電弧堆焊和CO2氣體保護(hù)堆焊，焊接材料一般采用D132、D172堆焊焊條和ER50系列焊絲，但采用D132焊條和ER50系列焊絲進(jìn)行堆焊后的堆焊層硬度較低，耐磨性較差，而采用D172焊條進(jìn)行堆焊后的堆焊層雖然具有較高的耐磨性，但其硬度較高，會對圓環(huán)鏈造成較為嚴(yán)重的磨損，不能達(dá)到提高刮板運(yùn)輸機(jī)使用壽命的目的。此外，還有一些研究人員采用等離子體熔覆技術(shù)在中板上熔覆合金復(fù)合涂層來提高中板的使用壽命［9-11］。

為了進(jìn)一步提高堆焊層的耐磨性并降低其對圓環(huán)鏈的磨損，堆焊層的硬度需控制在一定范圍之內(nèi)［12］，若采用強(qiáng)度與硬度較高的焊接材料進(jìn)行堆焊后，能否通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥斫档投押笇佑捕炔⑻岣咂漤g性是研究人員追求的目標(biāo)。為此，作者采用手工電弧堆焊的方法，選用D507MoNb焊條對刮板運(yùn)輸機(jī)中部槽中板用NM360耐磨鋼（磨損后）進(jìn)行堆焊修復(fù)，然后在不同溫度下進(jìn)行退火處理，分析了退火溫度對堆焊層組織與性能的影響，為正確制定修復(fù)NM360耐磨鋼的堆焊工藝提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用NM360耐磨鋼由舞陽鋼鐵公司生產(chǎn)，其熱處理工藝為淬火＋高溫回火，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為 0.20C，0.60Si，1.6Mn，1.0Cr，0.025P，0.015S，0.8Ni，0.5Mo，0.004B。

將NM360鋼板切割成1 600mm×160mm×40mm的試樣，為模擬中板的磨損情況，在其表面加工出90°坡口，如圖1所示。堆焊前用鋼絲輪或鋼絲刷清除待焊區(qū)的塵土、油、鐵銹等，再用手磨機(jī)或軟軸砂輪打磨拋光。清理完畢后采用ZXG1-250型手工電弧焊直流焊機(jī)沿堆焊試樣長度方向進(jìn)行單道堆焊。堆焊材料為D507MoNb堆焊焊條，焊條規(guī)格為φ4mm×400mm，其化學(xué)成分見表1，焊接電流為130A，直流反接，焊接速度為0.5mm·s-1。堆焊完成后，將試樣分別于200，400，600℃進(jìn)行退火處理，時間為1h，然后空冷。

圖1 堆焊試樣坡口示意Fig.1 Schematic diagram of surfacing welding groove sample

表1 D507MoNb焊條的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of D507MoNb electrode（mass） %

1.2 試驗(yàn)方法

將退火前后的堆焊層試樣打磨拋光后，采用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕，然后采用XJL-024型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；采用JB-30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣采用夏比V型缺口，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，結(jié)果取5個試樣的平均值；采用SSX-550型掃描電鏡（SEM）觀察沖擊斷口形貌；采用HR-150A型洛氏硬度計測硬度，取7點(diǎn)的平均值；采用線切割制備為φ6mm×20mm的磨損試樣，在ML-10型磨料磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行磨損試驗(yàn)，磨料為P360水磨砂紙，載荷為9.8N，磨損時間為4min，采用式（1）計算相對耐磨性ε，用其來評價試樣的耐磨性；采用精度為0.1mg的FA1604B型電子天平稱量試樣磨損前后的質(zhì)量。

式中：Δm0為母材試樣的磨損量；Δm為堆焊層試樣的磨損量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對組織的影響

D507MoNb焊條中的鉬和鈮均為強(qiáng)碳化物形成元素，可形成穩(wěn)定彌散分布的碳化物，這些碳化物具有細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的作用，可提高堆焊層的強(qiáng)度和耐磨性能；同時，由于鉬和鈮可增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，堆焊后熔池以較快的速率冷卻，堆焊金屬發(fā)生馬氏體相變，因此堆焊層組織為馬氏體＋碳化物，如圖2（a）所示。在200℃退火后，堆焊層內(nèi)部原子的活動能力有所增強(qiáng)，馬氏體中大部分過飽和的碳以高度彌散的滲碳體和碳化物形式從馬氏體內(nèi)部析出，馬氏體的過飽和程度不斷降低，同時晶格畸變程度也減弱，內(nèi)應(yīng)力降低，形成由過飽和程度較低的馬氏體和極細(xì)的碳化物所組成的組織，即回火馬氏體，回火馬氏體仍具有較高的硬度，且脆性較小，從圖2（b）中可以看到回火馬氏體兼有板條馬氏體和針狀馬氏體的形貌特征。在400℃退火后，馬氏體的針狀形態(tài)逐漸消失，但仍有少量存在，從過飽和固溶體中析出的碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀滲碳體（Fe3C），α固溶體中過飽和的碳已基本完全析出，α-Fe晶格恢復(fù)正常，內(nèi)應(yīng)力基本消除，形成了細(xì)粒狀滲碳體均勻分布在鐵素體基體上的兩相混合物；隨著退火溫度升高，滲碳體顆粒不斷聚集長大，但其尺寸仍然很細(xì)小，形成了回火屈氏體［13］，其組織特征是鐵素體基體內(nèi)分布著極細(xì)小的粒狀碳化物，針狀形態(tài)已逐漸消失，但仍隱約可見，如圖2（c）所示。在600℃退火后，如圖2（d）所示，在鐵素體基體內(nèi)分布著碳化物（包括滲碳體）球粒的復(fù)合組織，即回火索氏體，其組織特征是由等軸狀鐵素體和細(xì)粒狀碳化物組成的復(fù)相組織，馬氏體片的痕跡已消失，此時鐵素體中碳的過飽和度很小，碳化物也為穩(wěn)定型碳化物，常溫下是一種平衡組織［14］。

圖2 退火前后堆焊層的顯微組織Fig.2 Microstructure of hardfacing layer before annealing（a）and after annealing at 200℃（b），400℃（c）and 600℃（d）

2.2 對硬度的影響

母材的顯微硬度為35.3HRC。從表2中可以看出，退火前硬度最高，隨著退火溫度升高，堆焊層的硬度逐漸降低。這是因?yàn)樵?00℃退火后，堆焊層組織為硬度較高的回火馬氏體；在400℃退火后，馬氏體大多數(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w，回火屈氏體由保持馬氏體形態(tài)的鐵素體和彌散細(xì)粒狀的滲碳體組成，硬度較回火馬氏體的低；在600℃退火后得到的組織為回火索氏體，回火索氏體為多邊等軸鐵素體和粒狀滲碳體的混合物，相變強(qiáng)化作用已完全消失，故而硬度顯著降低。

表2 堆焊層退火前后的硬度Tab.2 Hardness of hardfacing layer before and after annealing HRC

2.3 對沖擊韌性的影響

母材的沖擊功較低，為4.7J。由表3可以看出，退火后堆焊層沖擊功明顯增大，且隨著退火溫度升高，堆焊層的沖擊功逐漸增大。這是因?yàn)橥嘶鸷?，鐵素體的過飽和程度降低，晶格畸變程度減弱，組織的內(nèi)應(yīng)力逐漸降低，堆焊層的韌性增加，沖擊功增大。

表3 堆焊層退火前后的沖擊功Tab.3 Impact energy of hardfacing layer before and after annealing J

2.4 對沖擊斷口形貌的影響

由圖3可以看出，堆焊層退火前的宏觀斷口有相當(dāng)大的變形，整個斷口凹凸不齊，斷口邊緣有比較大的拉邊；不同溫度退火處理后，宏觀斷口中可見粗糙均勻的纖維區(qū)和剪切唇，且隨退火溫度升高，斷口變形程度增加；由斷口的SEM形貌可以看出，堆焊層退火前的沖擊斷口呈混合型斷裂特征，以河流狀花樣為主且伴有少量韌窩；在不同溫度退火處理后，堆焊層的沖擊斷口均以韌窩為主，而且韌窩大小不一，這是由夾雜物顆粒大小不同造成的。較大尺寸的夾雜物或第二相質(zhì)點(diǎn)作為韌窩的核心形成顯微孔洞，當(dāng)顯微孔洞長大到一定尺寸后，較小的夾雜物或者第二相質(zhì)點(diǎn)隨著顯微孔洞形成與長大，與基體發(fā)生脫離形成了大小不一的韌窩［15］。此外，隨退火溫度升高，韌窩數(shù)量增加且尺寸減小。由上述分析可知，堆焊層退火前的韌性較差，退火處理可顯著提高其韌性，且在600℃退火后的韌性最好。

圖3 堆焊層退火前后的沖擊斷口形貌Fig.3 Impact fracture morphology of hardfacing layer before and after annealing：（a），（c），（e）and（g）macrographs；（b），（d），（f）and（h）SEM morphology

2.5 對耐磨性的影響

由表4可知，隨著退火溫度升高，堆焊層的相對耐磨性逐漸降低；在200℃退火后的堆焊層具有最佳的耐磨性，其相對耐磨性為1.327（為母材的1.327倍）；在600℃退火后，堆焊層的相對耐磨性與母材的相近，但低于退火前的。200℃退火后的組織為回火馬氏體，回火馬氏體具有較好的韌性，可為堆焊層中的碳化物顆粒提供支撐，使其不易脫落，且回火馬氏體的硬度較高，抵抗磨粒的顯微切削能力較強(qiáng)，故而200℃退火后的堆焊層具有最佳的耐磨性。隨著退火溫度升高，堆焊層的組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w和回火索氏體，硬度與強(qiáng)度下降，抵抗磨粒的顯微切削能力減弱，且容易發(fā)生塑性變形，對堆焊層中碳化物顆粒的支撐作用減弱，導(dǎo)致其易于脫落，從而使得耐磨性降低。此外，堆焊層退火前的相對耐磨性為1.048，低于200℃退火的，這主要是由于堆焊后在堆焊層中殘留有較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致磨屑容易形成并脫落。

表4 堆焊層退火前后的相對耐磨性Tab.4 Relative wear resistance of hardfacing layer before and after annealing

圖4 堆焊層退火處理前后的磨損形貌Fig.4 Wear appearances of hardfacing layer before annealing（a）and after annealing at 200 ℃（b），400 ℃（c）and 600 ℃（d）

由圖4可以看出，在400℃和600℃退火后，堆焊層的磨痕較深且剝離坑大、磨屑多。

3 結(jié) 論

（1）堆焊層退火前的組織為馬氏體＋碳化物；在200，400，600℃退火后，堆焊層的組織分別為回火馬氏體、回火屈氏體及回火索氏體；隨退火溫度升高，α固溶體中的過飽和程度減小，相變強(qiáng)化程度減弱，堆焊層硬度降低。

（2）母材與退火前的堆焊層具有較低的韌性；退火處理后，堆焊層的韌性顯著增加，沖擊功由退火前的23.2J增至63.7J；隨退火溫度升高，堆焊層沖擊斷口上的纖維區(qū)逐漸增多，韌窩數(shù)量增多，尺寸減小。

（3）200℃退火后，堆焊層的相對耐磨性最佳，為母材的1.327倍；隨退火溫度升高，堆焊層的耐磨性逐漸下降，但經(jīng)600℃退火后的堆焊層具有與母材相近的耐磨性，這表明退火處理后堆焊層的耐磨性能夠滿足使用要求。

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