武 斌， 伍金榮， 柴 慧， 李永坤

(西南石油大學(xué) 新能源與材料學(xué)院, 四川 成都 610500)

鎳鉻基合金具有優(yōu)異的耐磨和耐蝕性能，在汽車工業(yè)、核能以及機(jī)械零件加工中被廣泛應(yīng)用。在材料表面制備鎳鉻基堆焊層可有效提高基體的耐高溫、耐輻射、抗氧化、耐磨和耐蝕性，增加材料的使用壽命[1-4]。表面堆焊是制備堆焊層的常用方法，通過熱源將具有特殊性能的合金熔覆在基體表面，既可以使基體表面強(qiáng)化，也可用于機(jī)械零件失效部分的修復(fù)，還可節(jié)省貴重的生產(chǎn)材料，降低和節(jié)約生產(chǎn)成本[5-8]。鎳鉻合金作為一種重要的堆焊材料被廣泛使用，馮勛等[9]采用EQNiCr-3和ERNiCr-3材料對(duì)AP1000汽水分離再熱器中的一、二級(jí)再熱器管板進(jìn)行帶極電渣堆焊和手工鎢極氬弧焊，在合適焊接參數(shù)下獲得了尺寸完整、變形小且質(zhì)量符合設(shè)計(jì)要求的焊縫。武英海等[10]利用手工電弧堆焊在Cr-Mo耐熱鋼表面堆焊鎳基合金，通過焊前預(yù)熱、合理選擇焊接順序及焊接中利用電弧熱源進(jìn)行亞溫淬火，得到了優(yōu)良的堆焊層。張兆林[11]對(duì)ENiCrMo-3鎳基合金的單層帶極電渣堆焊工藝進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)當(dāng)單層堆焊厚度大于4.5 mm時(shí)，鎳基堆焊材料的平板堆焊特性和筒體內(nèi)壁堆焊特性具有明顯的差異。Kimura等[12]研究了焊后亞溫淬火對(duì)鎳-鋁攪拌摩擦焊接頭的斷裂性能，發(fā)現(xiàn)接頭中間層主要由NiAl組成，其斷裂強(qiáng)度隨中間層寬度的增加而增加，其接頭強(qiáng)度主要取決于焊后亞溫淬火過程中靠近Al基體側(cè)的NiAl中間層的強(qiáng)度。Mousavi等[13]研究了亞溫淬火對(duì)鈦-不銹鋼復(fù)合材料爆炸焊焊縫中間層組織的影響，發(fā)現(xiàn)中間熔合區(qū)主要由Ti、Fe、Ni、Cr等元素組成，不同的金屬間化合物相取決于不同的加熱溫度，且提高加熱溫度可以增加復(fù)合中間層的寬度。

由于大件、厚件以及多道焊鎳基合金焊縫位置會(huì)產(chǎn)生很大的焊接殘余應(yīng)力，陸傳航[14]對(duì)鎳基合金復(fù)合管進(jìn)行了焊后去應(yīng)力退火處理，得到單相的網(wǎng)狀或樹枝狀?yuàn)W氏體焊縫組織，堆焊層表面無微裂紋，抗晶間腐蝕性能良好。為了改善鎳基堆焊層的力學(xué)性能和耐蝕性，郭龍龍[15]研究了在相同保溫時(shí)間下，亞溫淬火溫度對(duì)堆焊層顯微組織、力學(xué)性能及耐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)在750 ℃亞溫淬火后堆焊層中的部分Laves相發(fā)生了分解，在晶界處析出了δ相，少量的δ相可提高堆焊層的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，而隨著溫度的升高，δ相析出量增加，鎳基堆焊層的抗晶間腐蝕和抗CO2/H2S酸性介質(zhì)腐蝕性能降低。同樣對(duì)于Inconel 625鎳基堆焊層，卿穎[16]通過更高的焊后亞溫淬火工藝發(fā)現(xiàn)，在1020 ℃亞溫淬火后熔敷金屬的組織長大，合金元素均勻分布；但由于出現(xiàn)了魏氏體組織，韌性降低。在鎳基堆焊層制備過程中，受堆焊層制備工藝和元素?zé)龘p的影響，堆焊層因鉻元素的偏聚和焊接應(yīng)力導(dǎo)致耐磨和耐蝕性能降低，雖然目前國內(nèi)外學(xué)者已在鎳基堆焊層的成形工藝和亞溫淬火工藝對(duì)其力學(xué)性能及耐蝕性的影響方面開展了相關(guān)研究，但針對(duì)亞溫淬火對(duì)NiCrMo-3堆焊層耐磨性能影響的研究還較少。本文對(duì)NiCrMo-3堆焊層進(jìn)行亞溫淬火處理，研究了亞溫淬火對(duì)鎳基堆焊層組織、力學(xué)性能及耐磨性的影響。分析堆焊層的組織演變及力學(xué)性能變化，為優(yōu)化堆焊層組織、提高鎳基堆焊層的耐磨性提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)選用Q345鋼為基體材料，尺寸為200 mm×80 mm×8 mm。堆焊材料為直徑φ3.0 mm的NiCrMo-3鎳基焊材，兩種材料的化學(xué)成分見表1。堆焊層采用鎢極氬弧焊(TIG)進(jìn)行多層熔敷，工藝參數(shù)如表2所示，制備過程如圖1所示，堆焊時(shí)需嚴(yán)格控制熔敷速度，確保熔覆層的厚度和質(zhì)量。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 TIG堆焊工藝參數(shù)

圖1 NiCrMo-3堆焊層的制備

堆焊層制備后經(jīng)自然冷卻，再進(jìn)行表面銑削加工，保證其平面平整。然后將堆焊層分別加工成20 mm×20 mm×8 mm金相試樣、35 mm×6 mm×5 mm摩擦磨損測試試樣、43.3 mm×15 mm×8 mm摩擦因數(shù)測試試樣及如圖2所示的棒狀拉伸試樣。通過經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算堆焊層結(jié)合區(qū)的臨界奧氏體相變溫度為725 ℃。將上述試樣放入STM-12-12智能箱式電阻爐(溫控精度±0.1 ℃)中進(jìn)行730 ℃×25 min亞溫淬火處理，冷卻方式分別為水冷和油冷。

圖2 拉伸試樣示意圖

金相試樣先用120～5000目碳化硅金相砂紙進(jìn)行表面打磨，經(jīng)王水腐蝕后用M35光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察。拉伸試驗(yàn)參照ASTM E8/E8M-13a《金屬材料拉伸試驗(yàn)方法》，采用WDW-1000萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測試；利用HVS-1000顯微硬度計(jì)進(jìn)行鎳基堆焊層硬度測試，加載載荷法碼500 g，保壓10 s。采用M-2000型磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨損量測試，上試樣為亞溫淬火后的鎳基合金，下試樣為淬火后的45鋼圓環(huán)試樣(見圖3)，硬度為67 HRC，摩擦副之間的正壓力為120 N，下試樣轉(zhuǎn)速為400 r/min，每30 min后取下試樣，用無水乙醇洗凈并吹干，采用精度為0.1 mg的電子天平稱量試樣的質(zhì)量變化，分析其質(zhì)量損失變化。采用Bruker UMT-TriboLab磨損試驗(yàn)機(jī)測試亞溫淬火后堆焊層的摩擦因數(shù)，對(duì)磨材料為直徑φ7.14 mm、表面粗糙度0.01 μm、硬度為65～68 HRC的硬質(zhì)合金球，其中垂直于滑動(dòng)方向的作用力為50 N，往復(fù)頻率5 Hz。

圖3 磨損試驗(yàn)示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 亞溫淬火對(duì)堆焊層組織的影響

亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層的顯微組織如圖4所示，可以看出，未淬火堆焊層的組織主要為塊狀鎳基奧氏體組織，晶粒較大，堆焊層和基體間有明顯的邊界。而亞溫水淬和油淬后的顯微組織呈現(xiàn)為不規(guī)則的白色絮狀?yuàn)W氏體組織，主要為Cr2Ni3，無明顯的晶界，在組織間還均勻分布有CrO2、CrN金屬間化合物，由于未完全奧氏體化，塊狀組織較少，同時(shí)由于油淬更平緩的冷卻特性，金屬間化合物分布更分散，尺寸約為5 μm。

圖4 NiCrMo-3堆焊層的顯微組織

對(duì)亞溫淬火后的NiCrMo-3堆焊層進(jìn)行X射線衍射分析發(fā)現(xiàn)(如圖5(a))，未淬火堆焊層的主要物相組成為游離Cr和Cr2Ni3化合物。亞溫水淬后Cr2Ni3化合物分解，含量降低，主要產(chǎn)生了游離Cr及其氧化物(如CrO2)，還有Ni-NiFe2O4鎳鐵氧化物。除此以外，由于與高溫空氣接觸，堆焊層表面有少量CrN產(chǎn)生，這可能會(huì)增加表面硬度并改變其耐磨性。通過EDS對(duì)堆焊層的元素分布進(jìn)行線掃描分析可知(如圖5(b))，相比于Q345基體材料，NiCrMo-3堆焊層具有較高的Ni、Cr元素含量，其中含量由高到低分別為Ni>Cr>Mo。

圖5 NiCrMo-3堆焊層的XRD分析(a)和EDS線掃描分析(b)

2.2 亞溫淬火對(duì)堆焊層硬度和耐磨性能的影響

NiCrMo-3堆焊層的顯微硬度變化如圖6(a)所示，可以看出，顯微硬度由堆焊層-過渡層-基體逐漸降低，未淬火堆焊層的硬度約為205 HV0.5，過渡層的平均硬度約為170 HV0.5，基體層的平均硬度約135 HV0.5。亞溫油淬對(duì)高合金含量的鎳基堆焊層和過渡層的硬度影響不大，但基體硬度增加，達(dá)160 HV0.5以上。相比油淬，亞溫水淬對(duì)整個(gè)試樣的硬度有較大影響，其中鎳基堆焊層的平均硬度達(dá)230 HV0.5以上，這主要是由于小尺寸的硬質(zhì)金屬間化合物固溶到奧氏體基體中所致；受元素?cái)U(kuò)散的影響，過渡層和基體層的平均硬度達(dá)185 HV0.5。結(jié)合磨損量測試結(jié)果(如圖6(b))可知，水淬后表面硬度增加有助于提高材料的耐磨性。

圖6 NiCrMo-3堆焊層的顯微硬度(a)和質(zhì)量損失(b)

圖7為亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層摩擦因數(shù)的變化，由圖7可知，雖然水淬和油淬后表面硬度并不相同，但在摩擦前期，兩種試樣的表面摩擦因數(shù)都在0.28～0.45之間。隨著摩擦的進(jìn)行，油淬后的鎳基堆焊層摩擦因數(shù)降低，耐磨性得到改善，這主要是由于軟硬組織間的相互協(xié)同，軟相組織在磨痕表面可有效保護(hù)硬質(zhì)磨屑的分離、脫落，有利于摩擦表面潤滑體系的建立，改善材料表面的耐磨性。

圖7 亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層的摩擦因數(shù)

2.3 亞溫淬火對(duì)堆焊層力學(xué)性能的影響

亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層/Q345鋼基體復(fù)合試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖8所示。分析可知，亞溫油淬后復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度為331 MPa，亞溫水淬后堆焊層-基體復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度可達(dá)515 MPa，與未經(jīng)熱處理試樣的抗拉強(qiáng)度(281 MPa)相比顯著增強(qiáng)，但整體塑性變形能力降低，斷后伸長率減小，其中亞溫油淬試樣的斷后伸長率約為16.1%，亞溫水淬試樣斷后伸長率約為9.2%，未淬火試樣斷后伸長率約為18.2%。

圖8 亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層/Q345鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖9所示為NiCrMo-3堆焊層的拉伸斷口形貌?？梢娢创慊鸲押笇拥睦鞌嗫诜植加写笮〔灰坏捻g窩，形態(tài)細(xì)小、致密，斷裂形式表現(xiàn)為典型的韌性斷裂；亞溫油淬后的斷口表面有明顯的撕裂斷面，為坡度臺(tái)階斷面，有起伏漣漪，綜合呈現(xiàn)為混合型斷裂特征。亞溫水淬后的斷口平整光滑，為沿晶脆性斷裂形態(tài)，受加熱溫度和堆焊層化學(xué)成分的影響，在光滑的斷面間分布有細(xì)小晶粒組成的韌性分隔帶。

圖9 NiCrMo-3堆焊層的拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

1) NiCrMo-3堆焊層經(jīng)亞溫水淬、油淬后的顯微組織呈現(xiàn)為不規(guī)則的白色絮狀?yuàn)W氏體，有黑色的Cr2Ni3金屬間化合物在基體組織間分布。亞溫水淬后Cr2Ni3含量降低，分解并產(chǎn)生游離Cr及其氧化物(如CrO2)，另外還有Ni-NiFe2O4鎳鐵氧化物和少量CrN生成。

2) 亞溫油淬可使基體硬度增加，達(dá)160 HV0.5以上，但對(duì)鎳基堆焊層和過渡層的硬度影響不大。亞溫水淬后鎳基堆焊層的平均硬度達(dá)230 HV0.5以上，過渡層和基體的平均硬度為185 HV0.5左右。磨損前期亞溫油淬和水淬后的堆焊層具有相近的表面摩擦因數(shù)(0.28～0.45)，磨損后期，油淬試樣的摩擦因數(shù)降低至0.2左右，耐磨性能得到改善，亞溫油淬后的鎳基堆焊層具有較好的耐磨性。

3) 亞溫淬火后NiCrMo-3堆焊層/Q345鋼基體復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度增加，塑性變形能力降低。與未淬火時(shí)相比，亞溫油淬后復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度增加約50 MPa，亞溫水淬后堆焊層復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度增加約230 MPa，由于整體塑性降低，其中亞溫油淬試樣的斷后伸長率約為16.1%，亞溫水淬試樣斷后伸長率約為9.2%。