0 前 言

在采礦、 火電等領(lǐng)域， 大量礦石、 燃煤等固體介質(zhì)需通過(guò)管道運(yùn)輸， 然而由于這類介質(zhì)具有硬度高、 流速快等特點(diǎn)， 管道內(nèi)壁在其長(zhǎng)期沖刷下會(huì)產(chǎn)生較為嚴(yán)重的磨損， 最終使得管道被磨穿，導(dǎo)致資源浪費(fèi)甚至生產(chǎn)事故的發(fā)生

。 因此， 提高管道材料表面的硬度和耐磨性在節(jié)約資源、 安全生產(chǎn)方面具有重要意義。 表面改性是提高材料表面性能的理想手段， 目前已經(jīng)發(fā)展出電鍍

、 熱噴涂

、 激光熔覆

、堆焊

等諸多方法。 其中， TIG堆焊具有熱量集中、 成本低、 效率高、 操作簡(jiǎn)單、 熔覆層與基體呈冶金結(jié)合等優(yōu)點(diǎn)， 已在工業(yè)生產(chǎn)中得到廣泛應(yīng)用

。 利用藥芯焊絲進(jìn)行電弧堆焊還可靈活調(diào)整熔覆層成分， 目前， 研究人員已經(jīng)使用藥芯焊絲氬弧堆焊方法成功制備了金屬及金屬/陶瓷復(fù)合熔覆層

、 高熵合金熔覆層

等多種類型的熔覆層， 該方法具有良好的發(fā)展前景。

目前常用的熔覆材料主要有鎳基、 鐵基、 銅基合金等， 其中銅基合金具有良好的導(dǎo)電性、 導(dǎo)熱性和耐腐蝕性， 引入合金元素后， 在一定條件下熔覆層金屬間化合物或陶瓷顆粒等會(huì)對(duì)其進(jìn)行強(qiáng)化， 可獲得較高的力學(xué)和摩擦學(xué)性能， 是自潤(rùn)滑及耐磨零部件的首選材料

。 激光熔覆是制備銅基熔覆層的常用方法， Lyu 等

通過(guò)激光熔覆原位合成了ZrB

-ZrC 增強(qiáng)銅基復(fù)合熔覆層， 并研究了熔覆層的微觀組織、 物相組成和摩擦磨損性能， 結(jié)果表明， ZrB

-ZrC 陶瓷顆?？纱蟠筇岣咩~基熔覆層的硬度和耐磨性， 平均硬度達(dá)410HV

，是純銅的近6 倍， 磨損機(jī)制主要是磨粒磨損和粘著磨損， 磨損量比純銅低約85%。 鄧德偉等

以Q235 鋼為基體， 研究了不同激光功率對(duì)Cu-18Pb-2Sn 合金熔覆層組織和性能的影響， 發(fā)現(xiàn)增加激光功率可以減少熔覆層內(nèi)部的孔隙， 提高成形質(zhì)量， 但對(duì)硬度沒(méi)有明顯影響； 此外，對(duì)Cu-18Pb-2Sn 合金熔覆層進(jìn)行激光重熔可進(jìn)一步提高表面硬度， 降低摩擦因數(shù)。 但銅及銅合金對(duì)激光的反射率較高， 采用激光熔覆方法制備的銅基涂層易產(chǎn)生孔洞、 界面結(jié)合不良等缺陷， 影響熔覆層的服役性能， 而TIG 電弧堆焊可克服激光熔覆的上述缺點(diǎn)， 制備出缺陷較少、 性能優(yōu)良的銅基熔覆層。 Li 等

使用氬弧熔覆方法制備了TiN-Ti2Cu 增強(qiáng)銅基復(fù)合熔覆層， 發(fā)現(xiàn)熔覆層中增強(qiáng)相的含量隨著Ti 含量的增加而增加， 熔覆層硬度最高達(dá)到410HV

，是純銅的5.1 倍。

藥芯焊絲具有成分易調(diào)控、 熔覆效率高， 且易合成各種目標(biāo)增強(qiáng)相等眾多優(yōu)勢(shì)。 然而， 目前使用藥芯焊絲氬弧熔覆方法制備銅基熔覆層的研究鮮有報(bào)道， 相關(guān)研究較為匱乏。 因此， 本研究采用藥芯焊絲氬弧熔覆方法制備了Cu-Ni-Cr-Fe-C 熔覆層， 研究了熔覆層的微觀組織和顯微硬度， 并與純銅和Q345B 基體進(jìn)行了對(duì)比， 驗(yàn)證了其可行性， 也為該方法在工程實(shí)際中的應(yīng)用提供一定的依據(jù)和參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用的母材是規(guī)格為300 mm×150 mm×10 mm 的Q345B 鋼板， 藥芯焊絲以7 mm×0.2 mm的紫銅帶作為外皮， 將Cu-Ni-Cr-Fe-C 粉末以一定比例混合均勻后填入銅帶， 填充率控制在35%左右， 經(jīng)拉拔、 減徑等工序后制成直徑1.6 mm 的藥芯焊絲。 其中， 焊絲粉芯中的Ni 可與Cu、 Fe無(wú)限互溶， 同時(shí)增加Cu、 Cr 的相互固溶度， 提高涂層的強(qiáng)度、 硬度及涂層與母材的結(jié)合能力，避免裂紋等缺陷的產(chǎn)生； Fe 可細(xì)化富Cr 相顆粒和Cu 基組織， 提高涂層的力學(xué)性能； C 由石墨粉提供， 石墨為潤(rùn)滑組元， 可增強(qiáng)涂層的潤(rùn)滑能力， 同時(shí)提高硬度和耐磨性

。 Q345B 母材和Cu 基熔覆層的名義化學(xué)成分見(jiàn)表1。

將Q345B 鋼板表面清理干凈后， 使用Panasonic 型TIG 焊機(jī)進(jìn)行沉積， 沉積電流120 A，熔池保護(hù)氣體采用體積分?jǐn)?shù)為99.99 %的氬氣，氣體流量15 L/min。 熔覆完成后使用線切割機(jī)切取組織和性能分析試樣。 金相試樣經(jīng)預(yù)磨、拋光后， 用5 g FeCl

+10 mL HCl+100 mL H

O溶液進(jìn)行表面腐蝕， 在OLYMPUS—GX71 型光學(xué)顯微鏡 （OM） 下觀察熔覆層的微觀組織， 并使用帶有EDS 能譜儀的JSM—6700F 型掃描電子顯微鏡 （SEM） 對(duì)微區(qū)組織形貌和元素分布情況進(jìn)行分析。 使用XRD-7000 型X 射線衍射儀 （XRD） 分析涂層的物相組成， 掃描速度為6°/min， 步長(zhǎng)0.02°。 使用MHV—1000Z 型顯微維氏硬度計(jì)對(duì)試樣的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試， 其測(cè)試路徑如圖1 所示， 試驗(yàn)點(diǎn)間距0.5 mm， 載荷0.1 kgf， 保 荷 時(shí) 間15 s， 每 個(gè) 區(qū) 域 測(cè) 試10 個(gè)點(diǎn)， 并取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織分析

計(jì)算機(jī)軟件的發(fā)展雖然時(shí)間較短，其作用卻不容忽視，直接影響著計(jì)算機(jī)未來(lái)的發(fā)展和進(jìn)一步應(yīng)用，因此，對(duì)計(jì)算機(jī)軟件開(kāi)發(fā)技術(shù)的研究就顯得尤為重要了。計(jì)算機(jī)軟件的開(kāi)發(fā)技術(shù)是一個(gè)不斷演變和發(fā)展的過(guò)程，雖然在應(yīng)用過(guò)程中取得了一定的成效，但是要不斷適應(yīng)人們的生活和經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，這就需要相關(guān)軟件開(kāi)發(fā)技術(shù)人員能夠順應(yīng)時(shí)代的發(fā)展和要求，從長(zhǎng)遠(yuǎn)角度出發(fā)，實(shí)現(xiàn)不斷創(chuàng)新計(jì)算機(jī)軟件開(kāi)發(fā)技術(shù)。

為了表征合金元素對(duì)熔覆層的強(qiáng)化效果， 對(duì)純銅、 Q345B 基體和Cu-Ni-Cr-Fe-C 熔覆層的顯微硬度進(jìn)行了測(cè)試， 如圖6 所示。 從圖6 （a） 可以看出， 熔覆層的平均硬度達(dá)到202.8 HV

， 接近純銅的2 倍， 也高于Q345B 低碳鋼基體， 表明Ni、 Cr、 Fe、 C 四種元素對(duì)熔覆層的強(qiáng)化效果較為顯著。 結(jié)合微觀組織分析和元素分布情況可知，強(qiáng)化機(jī)制主要為固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。 Ni、 Cr、Fe 元素的原子半徑與Cu 較為接近， 與Cu 主要形成置換固溶體， 可引起晶體中的點(diǎn)陣畸變， 增大位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力， 使得滑移過(guò)程難以進(jìn)行， 從而產(chǎn)生較為顯著的強(qiáng)化效果。 此外， 凝固過(guò)程中由于溶解度變化而析出的富Cr 相， 以及均勻分布在熔覆層中的單質(zhì)C 同樣會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)， 對(duì)熔覆層具有第二相強(qiáng)化作用。 通過(guò)兩種機(jī)制的共同作用提高熔覆層的表面硬度。 從圖6 （b） 可見(jiàn)， 在電弧沉積過(guò)程中熱循環(huán)的作用下， 基體熱影響區(qū)的硬度高于母材， 界面處未出現(xiàn)硬度突變現(xiàn)象；熔覆層中， 距離界面越遠(yuǎn)表面硬度越高， 這可能與其微觀組織有關(guān)。 受成分過(guò)冷程度的影響， 熔覆層頂部的等軸晶晶粒與熔覆層底部晶粒相比較為細(xì)小， 因此提高了熔覆層頂部的硬度。

式中,δij為克羅內(nèi)克符號(hào),(EI)e為FRP布加固黏彈性梁在Laplace變換域中的等效抗彎剛度,且

為了確定熔覆層的物相組成， 對(duì)熔覆層進(jìn)行了XRD 測(cè)試， 分析結(jié)果如圖4 所示。 由圖4 可見(jiàn)， 熔覆層主要由單一的FCC 結(jié)構(gòu)固溶體相組成， 應(yīng)為半徑稍小的Ni、 Fe、 Cr 原子固溶到Cu基體中形成的Cu-Ni-Fe-Cr 固溶體。 這些溶質(zhì)原子可使得Cu 晶格發(fā)生畸變， 阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高熔覆層的硬度， 起到固溶強(qiáng)化作用。

合金元素的擴(kuò)散對(duì)熔覆層組織、 性能的演化起著至關(guān)重要的作用。 沉積過(guò)程中， 由于異種材料中各元素含量不同， 在濃度梯度的驅(qū)動(dòng)下， 元素會(huì)在界面間發(fā)生擴(kuò)散， 從而對(duì)熔覆層性能產(chǎn)生影響。 為了分析Q345B 基體/Cu 基熔覆層結(jié)合界面的元素?cái)U(kuò)散情況， 對(duì)界面區(qū)域進(jìn)行了EDS 線掃描測(cè)試， 試驗(yàn)結(jié)果如圖5 所示。

2.2 界面元素?cái)U(kuò)散情況分析

過(guò)了一會(huì)兒，他又說(shuō)：“我說(shuō)，哥們兒，你是怎么發(fā)現(xiàn)這樣一個(gè)人間尤物的？這世上怎么可能——有這樣讓你看一眼——只看一眼，就讓你著迷的女人？”

從圖5 可見(jiàn)， 在基體/熔覆層界面處， 各元素含量均發(fā)生了突變， 元素相互擴(kuò)散的距離較短，表明熔覆層金屬稀釋率較小。 因此后續(xù)試驗(yàn)過(guò)程中須按照材料的合金成分， 依據(jù)相形成次序及原理設(shè)計(jì)相過(guò)渡層合金系， 實(shí)現(xiàn)梯度過(guò)渡， 進(jìn)一步優(yōu)化界面連接行為。 由于Ni 與Fe 可無(wú)限互溶， 因此熔覆層中的Ni 向基體中擴(kuò)散相對(duì)較多， 這有利于熔融基體與熔池金屬的混合， 還可減少Cu 滲透裂紋的產(chǎn)生， 提高銅/鋼異質(zhì)界面的結(jié)合強(qiáng)度

。

2.3 顯微硬度分析

為了表征熔覆層微區(qū)域的組織形貌和元素分布情況， 對(duì)熔覆層進(jìn)行了掃描電鏡觀察， 如圖3所示。 圖3 （a） 為熔覆層中部的微區(qū)域組織形貌，可見(jiàn)基體上分布有樹(shù)枝狀晶粒和球狀、 棒狀的析出相， 為了定量分析不同微觀區(qū)域的化學(xué)成分，對(duì)圖3 （a） 中a、 b、 c 三個(gè)區(qū)域進(jìn)行了EDS 點(diǎn)掃測(cè)試， 測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表2， 可以看出與基體（b 點(diǎn)）相比， 樹(shù)枝晶（a 點(diǎn)） 中的Fe、 Ni 含量較高， 而Cu 含量較少， 表明熔覆層存在微觀偏析。 這是因?yàn)樵谌鄢啬踢^(guò)程中， 由于Cu 的熱導(dǎo)率較高，使得凝固速率較快， 溶質(zhì)元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，從而在溶質(zhì)元素較為富集的區(qū)域， 晶粒以樹(shù)枝狀形態(tài)長(zhǎng)大。 對(duì)析出相（c 點(diǎn)） 的EDS 測(cè)試結(jié)果表明， 該析出相中Cr 元素含量較高， 這是由于Cu和Cr 相互固溶度較低， 1 076 ℃時(shí)Cr 在Cu 中的溶解度僅為0.7 %， 室溫下幾乎不固溶， 因此Cr在熔池凝固過(guò)程中逐漸析出， 形成不同形態(tài)的富Cr 析出相， 對(duì)熔覆層具有第二相強(qiáng)化作用。 為了獲得圖3 （a） 中不同區(qū)域的元素分布情況， 對(duì)其進(jìn)行了EDS 面掃測(cè)試， 試驗(yàn)結(jié)果如圖3 （b） ～圖3 （f） 所示， 可見(jiàn)熔覆層中C 元素的分布較為均勻， 而Cr 元素主要分布在析出相內(nèi)， 且Fe、Ni 元素在樹(shù)枝晶內(nèi)和晶間的濃度不同， 存在一定的偏析現(xiàn)象， 這與點(diǎn)掃分析的結(jié)果一致。

3 結(jié) 論

（1） 利用TIG 堆焊方法制備的Cu 基熔覆層與Q345B 基體結(jié)合良好， 無(wú)明顯的宏觀缺陷。 在成分過(guò)冷的影響下， 熔覆層由下至上依次形成了胞狀晶、 胞狀樹(shù)枝晶、 柱狀樹(shù)枝晶和等軸晶形貌。

Cu 基熔覆層的微觀組織如圖2 所示， 熔覆層與Q345B 基體結(jié)合良好， 無(wú)裂紋、 未熔合等缺陷， 且結(jié)合界面處未發(fā)現(xiàn)銅/鋼焊縫中常見(jiàn)的熔化未混合區(qū) （melting unmixed zone， MUZ），這是因?yàn)槿鄹矊又械腘i 元素可促進(jìn)熔池金屬與熔融基體的混合

。 從界面區(qū)域至熔覆層頂部， 組織形貌依次為胞狀晶、 胞狀樹(shù)枝晶、 柱狀樹(shù)枝晶和等軸晶， 這與熔池金屬凝固過(guò)程中的成分過(guò)冷有關(guān)。 在堆焊熔池過(guò)熱的條件下， 液態(tài)金屬往往以界面處鋼側(cè)熔化或半熔化的晶粒表面作為質(zhì)點(diǎn)發(fā)生非均勻形核， 以聯(lián)生結(jié)晶的方式向熔池中心凝固。 圖2 （a） 為銅/鋼結(jié)合界面處的微觀組織形貌， 發(fā)現(xiàn)靠近界面處的溫度梯度 （G） 較大，凝固速率（R） 較小， 即G/R 值較大， 使得成分過(guò)冷度較小， 有利于胞狀晶生長(zhǎng)； 略微遠(yuǎn)離界面處， G 減小， R 增大， G/R 值減小， 此時(shí)成分過(guò)冷度增大， 熔覆層結(jié)晶形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榇怪庇谌酆暇€方向生長(zhǎng)的胞狀樹(shù)枝晶。 隨著G/R 值的進(jìn)一步減小， 熔覆層中部（圖2 （b）） 轉(zhuǎn)變?yōu)橐灾鶢顦?shù)枝晶為主的組織形貌， 其中白色部分為首先結(jié)晶的富Ni 組織， 由于耐蝕性較好， 故呈白色， 而較暗部分Ni 含量較少、 耐蝕性較差， 腐蝕較深故呈深色

； 此外， 如圖2 （c） 所示， 在500倍下還可觀察到細(xì)小的析出相， 應(yīng)為熔池凝固過(guò)程中析出的富Cr 相， 對(duì)熔覆層具有第二相強(qiáng)化作用。隨著凝固過(guò)程接近熔覆層頂部， G 進(jìn)一步減小，R 進(jìn)一步增大， 此時(shí)G/R 值較小， 成分過(guò)冷度較大， 使得熔覆層頂部形成了一定數(shù)量的等軸晶， 如圖2 （d） 所示。

（2） 熔覆層主要由單一的Cu-Ni-Cr-Fe 固溶體相組成， 但存在微觀偏析， 其中Fe、 Ni 在樹(shù)枝晶內(nèi)濃度較高， 枝晶間濃度較低； Cr 元素在凝固過(guò)程中逐漸析出， 形成球狀和棒狀析出相分布在基體上。

(4) 本文主要研究了正常使用狀態(tài)下預(yù)應(yīng)力鋼絲繩對(duì)既有PC橋梁的加固效果。實(shí)際應(yīng)用中，預(yù)應(yīng)力鋼絲繩的加固長(zhǎng)期效果有待進(jìn)一步研究。

（3） 基體與熔覆層間元素?cái)U(kuò)散的距離較短， 熔覆層稀釋率較低； Ni 元素向基體中擴(kuò)散相對(duì)較多， 這有利于提高基體/熔覆層界面的結(jié)合強(qiáng)度。

（4） 熔覆層的平均硬度達(dá)到202.8 HV

， 高于純銅和Q345B 基體， 且由界面至熔覆層頂部硬度逐漸升高。 溶質(zhì)原子固溶于Cu 基體產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化和第二相粒子產(chǎn)生的第二相強(qiáng)化， 是熔覆層硬度顯著提高的主要因素。

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