王儀，劉艷，牛靖，張建勛

（西安交通大學(xué) 金屬材料強度國家重點實驗室，西安 710049）

35SiMn 鋼有較高的強度、韌性和良好的耐磨性能，有較好的淬透性，是一種綜合性能比較好的調(diào)質(zhì)鋼，可用于制造軸類零件和齒輪、連桿等傳動件[1—2]。在35SiMn 鋼表面堆焊高硬度馬氏體粉末，能夠提高35SiMn 鋼表面耐磨性能及其使用壽命。通過堆焊也可以使破損的零件恢復(fù)原本的尺寸，對損壞的零件進行修復(fù)再制造。在如今的增材制造技術(shù)中也經(jīng)常采用堆焊的方式以獲得特定尺寸形狀的零件。

堆焊可以采用激光、電子束、電弧、等離子弧等作為熱源，堆焊技術(shù)已經(jīng)有了很深入和全面的研究。Barr 等[3]以激光作為熱源堆焊超高強鋼，并研究了宏觀偏析對凝固裂紋的影響。劉寧等[4]以TIG焊方式進行了鈦合金的堆焊，研究了工藝參數(shù)對成形尺寸的影響。Gur 等[5]以等離子弧作為熱源，在不銹鋼表面堆焊添加了B4C 的Fe-Cr-C 合金粉末，并研究了堆焊層的耐磨性能。Ahn 等[6]以等離子弧作為熱源進行了Ni 基合金的堆焊，研究了稀釋率對凝固裂紋的影響。

等離子弧堆焊是以等離子弧作為熱源的堆焊方法，和一般的鎢極氬弧等自由電弧相比，等離子弧的電弧更加集中，熱流也更集中，主要原因是等離子弧受到來自噴嘴的電弧通道收束壓縮和氣體、水冷等的壓縮作用，等離子弧堆焊具有高能量密度的弧柱[7—8]，由于和一般電弧相比能量更集中，等離子弧堆焊可以獲得更小的稀釋率和更低的變形[9—11]，成形精度更高，且比激光堆焊和電子束堆焊等有更高的生產(chǎn)效率和更低的成本[12]，等離子弧在機械結(jié)構(gòu)部件的表面堆焊強化和破損修復(fù)等方面已經(jīng)有了很廣泛的應(yīng)用[13—15]。等離子弧常用于各種耐磨合金的堆焊中，在材料表面附加具有特殊性能的層或塊體，使零件表面得到強化和硬化[16—18]。

文中在35SiMn 鋼基板表面堆焊高硬度馬氏體粉末，對堆焊層、基材及其熱影響區(qū)、堆焊層/基材的界面處進行組織形態(tài)觀察，對堆焊層的基材及其熱影響區(qū)的硬度分布進行了表征，并檢測了堆焊件的拉伸及耐磨性能結(jié)果，為等離子弧堆焊成形提供參考。

1 試驗材料

堆焊所使用的基材為調(diào)質(zhì)態(tài)的35SiMn 鋼板，熱處理的工藝為加熱到870～910℃范圍內(nèi)保溫1 h 后淬火，然后在550～590℃范圍內(nèi)回火2 h，基材的合金化學(xué)成分如表 1 所示，堆焊基板尺寸為 100 mm×45 mm×20 mm。馬氏體不銹鋼粉末化學(xué)成分如表2所示，粉末的粒徑分布為53～180 μm。

基材的金相組織如圖1a 為回火索氏體，基材的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖1b 所示，基材平均抗拉強度為1104 MPa。

堆焊設(shè)備為上海多木實業(yè)有限公司生產(chǎn)的DMLV03BD 型號的等離子焊機，機器人為YASKAWA 公司生產(chǎn)的六軸機器人，堆焊中的等離子氣、送粉器和保護氣均采用高純氬氣，堆焊維弧電流為20 A，基值電流為40 A，堆焊采用直流電流，電流爬升時間為0.1 s，電流下降時間為0.5 s，等離子氣流速、送粉氣和保護氣流速分別設(shè)置為1.5,3.5,12 L/min。堆焊前用丙酮進行清洗，堆焊時使焊槍噴嘴至基板距離10 mm，焊槍行走位移為70 mm。

表1 35SiMn 鋼化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of steel 35SiMn

圖1 35SiMn 基材組織及性能Fig.1 Structure and properties of 35SiMn substrate

為觀察金相組織形態(tài)，沿垂直于熱源行走方向切取厚度為15 mm 的金相試樣，對金相試樣進行拋光腐蝕，腐蝕劑采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液。利用XRD-7000SSHIMADZU 型號的X 射線衍射儀分析堆焊層的物相組成。發(fā)射源為 Cu Kα，波長λ=633 nm，以激發(fā)源為633 nm 的Horiba HR800 分光計，掃描速度為8.366 (°)/min。

拉伸試驗使用INSTRON 1195 電子拉伸試驗機，拉伸試樣的尺寸如圖 2 所示，顯微硬度測試使用HXD-1000TMC 型號的數(shù)字顯微維氏硬度計，硬度測試選擇加載載荷為500 g，載荷保持時間為15 s。

表2 高硬度馬氏體粉末化學(xué)成分Tab.2 Chemical composition of high hardness martensite powder

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Tensile specimen size

多道多層堆焊的過程需要先在二維平面內(nèi)進行多道單層的沉積，然后逐層向上疊加，二維的沉積需要選擇合適的搭接率保證表面的平整，如圖3 所示，在完成一層的沉積后，需要抬升焊槍噴嘴使下次沉積時噴嘴與沉積層表面距離保持恒定，焊槍噴嘴抬升的距離為沉積層的高度。多道多層堆焊的研究采用的工藝參數(shù)為I=130 A、移動速度v=20 cm/min、送粉速率G=20 r/min，搭接率選用40%。

圖3 堆焊路徑示意圖Fig.3 Schematic diagram of surfacing welding path

2 試驗結(jié)果

2.1 馬氏體不銹鋼堆焊層組織分析

如圖4 為多道多層xoz面的宏觀照片，對每道沉積按照m-n的形式進行編號，m代表層數(shù)，從下往上編號，n代表每層內(nèi)的道次，從右往左編號。從宏觀照片中可以發(fā)現(xiàn)2-1 和2-2 之間、3-1 和3-2 之間、4-1和4-2 之間以及1-2,2-2,3-2,4-2 之間的界面附近有比較寬的條帶，而2-2 和3-1 之間、3-2 和4-1 之間、4-2 和5-1 之間界面的條帶比較窄。兩種帶的微觀組織如圖5 所示，條帶是沉積時堆焊區(qū)域中的熱影響區(qū)，在進行某一道沉積時緊貼該道的已凝固區(qū)域溫度升高，在冷卻時生成析出相。

圖4 多層多道金相及不同層和道的編號Fig.4 Multilayer multichannel metallography with different layers and channel numbers

圖5 受熱影響形成的不同粗細的條帶Fig.5 Bands of varying thickness formed by heat

圖6 為堆焊層的金相組織照片，堆焊層中保留了較多的高溫凝固時的柱狀樹枝晶形態(tài)，圖6a 中b,c,d,e 標注了焊道的4 個區(qū)域，圖6b—6e 為4 個區(qū)域放大的組織照片。圖6b 為焊道底部組織，在晶粒的內(nèi)部析出和晶粒輪廓形狀相同的黑色圓圈狀的析出物。圖6c 為焊道中部，在樹枝晶主干內(nèi)的黑色析出物為沿著樹干的線條，這主要與焊道內(nèi)部焊接過程中散熱方向及速度有關(guān)，該區(qū)域散熱較慢，有粗大的樹枝晶且晶粒內(nèi)部有黑色線狀析出相分布。圖6d 為焊道較上部的組織，從圖6a 可以看到該區(qū)域顏色較其他區(qū)域更白，晶內(nèi)無黑色析出物，分析其原因可能與該區(qū)域有較大的過冷度，出現(xiàn)過飽和固溶體馬氏體相。圖6e 為焊道交接的熱影響區(qū)域，受到再熱的影響，晶粒內(nèi)出現(xiàn)大量黑色析出物，為過飽和馬氏體組織的析出相。

圖6 焊道1-1 不同區(qū)域組織形貌Fig.6 Microstructure of different regions of weld pass 1-1

圖7 為堆焊層XRD 檢測結(jié)果，結(jié)果表明堆焊層主要由α-(Fe,Cr)組成。為Cr 在Fe 中固溶形成的置換固溶體。

圖7 堆焊層XRD 測試結(jié)果Fig.7 Results of XRD test for surfacing welding layer

2.2 熱影響區(qū)組織分析

在多道多層的堆焊中由于多次的加熱冷卻使熱影響區(qū)的組織也變得比較復(fù)雜，把觀察到的熱影響區(qū)分為了完全淬火區(qū)、不完全淬火區(qū)和未發(fā)生奧氏體化的過回火區(qū)。

完全淬火區(qū)內(nèi)，晶粒尺寸隨著與堆焊層距離的增大而減小，圖8 為完全淬火區(qū)兩個不同位置的組織形貌，圖8a 為靠近堆焊層的區(qū)域，晶粒粗大，圖8b 為遠離堆焊層的區(qū)域，在堆焊加熱時，完全淬火區(qū)的組織完全奧氏體化，靠近堆焊層的組織由于溫度過高，奧氏體粗化嚴重，在快速冷卻過程中形成了粗大的馬氏體，離堆焊層較遠區(qū)域奧氏體粗化不明顯，在后續(xù)堆焊過程中，完全淬火區(qū)發(fā)生不完全奧氏體化，冷卻速度較慢保留了較多的殘余奧氏體。堆焊層在之后的加熱中發(fā)生回火生成了粗大的回火索氏體和珠光體。

圖9 為不完全淬火區(qū)和過回火區(qū)的組織形貌，圖9a 為不完全淬火區(qū)，在堆焊加熱時未完全奧氏體化，保留了一部分的碳化物和鐵素體，限制了奧氏體晶粒長大，冷卻時不完全淬火，組織為馬氏體、殘余奧氏體及未轉(zhuǎn)變的鐵素體和碳化物，在后續(xù)堆焊加熱中，馬氏體發(fā)生回火，鐵素體和碳化物有球化趨勢，Si元素抑制了碳化物的長大，碳化物顆粒較小，在該區(qū)域隨著與堆焊層距離增大，晶粒越大，且尺寸越不均勻，該區(qū)域組織主要為有球化傾向的珠光體和殘余奧氏體。圖9b 為過回火的區(qū)域，基材中原本的回火索氏體組織進一步回火長大，隨著與堆焊層距離越近回火程度越高。

圖8 完全淬火區(qū)微觀組織Fig.8 Microstructure of completely quenched zone

圖9 熱影響區(qū)不完全淬火區(qū)和過回火區(qū)Fig.9 Incomplete quenching zone and over-return zone of heat-affected zone

2.3 堆焊層/基材界面處元素分布

圖10 為多道多層堆焊件界面附近的元素變化，圖10a 指出了線掃的位置，左邊為堆焊區(qū)域，右邊為基材，圖10b—10d 分別表示了Fe 元素、Cr 元素和Ni 元素在界面處元素含量，可以發(fā)現(xiàn)有明顯的梯度變化，界面處為0 mm。在界面處的過渡區(qū)域從熱影響區(qū)到堆焊層Fe 元素含量下降，Cr 元素含量上升，Ni 元素含量上升，過渡區(qū)域是先凝固的平面晶帶，元素的梯度變化是由凝固過程中沿固相線析出成分造成的微觀偏析。多道多層堆焊中元素含量梯度變化的平面晶帶過渡區(qū)域比單道堆焊的平面晶帶要寬，其主要原因是第一層多道的連續(xù)堆焊熱輸入大，更有利于平面晶的生長。

圖10 多道多層堆焊界面線掃元素成分變化結(jié)果Fig.10 The results of element composition changes of multi-channel and multi-layer surfacing welding interface line scanning

2.4 堆焊件力學(xué)性能研究

在xoz面的金相上以界面位置為0 mm，沿著堆焊沉積方向向上（z+）和向下（z?）進行硬度測試，一共測試了兩條線，第一條線的位置在連續(xù)兩條焊道的搭接重熔區(qū)位置，第二條線的位置在焊道中間未搭接重熔的部分，兩條曲線間隔2.7 mm，硬度結(jié)果如圖11 所示。隨著至界面距離增大堆焊層的顯微硬度先表現(xiàn)出減小的趨勢隨后基本在HV0.5500～HV0.5600間波動，并且有隨著層高呈現(xiàn)周期性的趨勢。由于單道單層的熔化區(qū)域和部分基體元素混合，碳含量提高，且多次的加熱冷卻使堆焊層中析出了碳化物和硼化物，降低了固溶合金元素含量，因此和單道單層熔化區(qū)相比，硬度有一定程度下降。在熱影響區(qū)隨著至界面距離的增大，硬度先升高再降低后又升高，最低降至HV240，熱影響區(qū)硬度小于母材硬度，在多道多層的堆焊中，基材熱影響區(qū)受到反復(fù)加熱冷卻的熱處理過程，進而出現(xiàn)了軟化現(xiàn)象。在熱影響區(qū)隨著距離增大，硬度先升高的區(qū)域為完全淬火區(qū)，隨后又經(jīng)過多次回火、多次加熱使該區(qū)域形成了較粗大的回火索氏體、珠光體和較多的殘余奧氏體，硬度降至低于母材，距離越近組織越粗大且固溶碳含量減少。在不完全淬火區(qū)，隨著距離的增大，組織愈加不均勻，尺寸越大、硬度降低。

圖11 堆焊件顯微硬度結(jié)果Fig.11 Microhardness results of surfacing welding parts

在xoy面的金相上沿著垂直于行走方向的直線進行硬度測試，一共測量了11 個點，每兩個點間隔為0.5 mm，硬度結(jié)果的平均值為HV0.5534。

豎直方向拉伸試樣斷裂后的宏觀照片如圖12 所示，豎直方向的拉伸試樣斷裂位置都在熱影響區(qū)，斷口有明顯的頸縮現(xiàn)象，呈杯錐狀斷口，為韌性斷裂的特點。拉伸試驗結(jié)果顯示試樣的平均抗拉強度為960 MPa。根據(jù)斷后的試樣尺寸推測斷裂位置在熱影響區(qū)硬度最低的位置，堆焊件的抗拉強度可達基材的87%。

圖12 堆焊件拉伸斷裂試樣Fig.12 Tensile fracture specimen of surfacing welding parts

3 結(jié)論

1）在等離子弧電流130 A、移動速度20 cm/min、送粉速率20 r/min，搭接率選用40%的堆焊工藝下，沉積層主要由α-(Fe,Cr)相組成，晶粒內(nèi)部為馬氏體相。

2）堆焊層的顯微硬度在HV0.5500～HV0.5600 之間波動，熱影響區(qū)的硬度隨距離界面越遠而先增大后降低又增大，其中最低硬度值為HV0.5241。

3）堆焊接頭拉伸試樣斷裂位置在熱影響區(qū)，堆焊過程中發(fā)生了熱影響區(qū)的軟化現(xiàn)象。

4）堆焊件的抗拉強度為960 MPa，堆焊件的抗拉強度可達基材的87%。