□ 李坤淑 □ 李傳紅 □ 孫貴斌 □ 劉建軍 □ 李 斌

1.萊蕪職業(yè)技術(shù)學(xué)院 濟(jì)南 271100 2.山東成通鍛造有限公司 濟(jì)南 271100

1 研究背景

針對山東成通鍛造有限公司5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊覆層與基體形成的熔合區(qū)易脫落,表層易折疊變形,導(dǎo)致模具使用壽命短的問題,對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊進(jìn)行了研究,并選擇了加過渡層的方法進(jìn)行解決。

總體方案如下:采用手工電弧堆焊方法,在失效的 5CrNiMo鋼模具型槽表面上堆焊ARCFCW1001鐵基合金焊絲,作為過渡層;外覆層選用覆蓋性、耐磨性、耐熱性、耐腐蝕性均良好的D822鈷基焊條,使5CrNiMo鋼模具型槽工作表面在冷熱交替服役環(huán)境復(fù)雜的受力與熱應(yīng)力條件下仍然具有高硬度。

在研究中,筆者主要分析焊前預(yù)熱、不同回火溫度對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊覆層性能的影響,最終獲得合理的工藝參數(shù)。同時研究在堆焊覆層時將鈦絲熔入熔體,有效抑制氧化物顆粒初期生長速度,在基體中形成均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒,實現(xiàn)過渡層的強(qiáng)韌雙增。

2 堆焊試驗

5 CrNiMo鋼化學(xué)成分見表1,ARCFCW1001鐵基合金焊絲化學(xué)成分見表2,D822鈷基焊條化學(xué)成分見表3,堆焊層洛氏硬度(HRC)不低于53。對于失效的5CrNiMo鋼模具型槽,使用碳棒氣刨去除15 mm厚的疲勞失效層,清渣打磨后,檢測5CrNiMo鋼模具型槽表面硬度。在5CrNiMo鋼模具型槽不同部位采用線切割方式,制成外形尺寸為800 mm×500 mm×300 mm的三件試樣。將三件試樣放入電爐,預(yù)熱至250 ℃,保溫1 h,然后快速移至堆焊的指定位置。采用直徑為3.2 mm的ARCFCW1001鐵基合金焊絲和D822鈷基焊條,堆焊電流為120 A,堆焊電壓為22～25 V,按10～12 cm/min的堆焊速度對三件試樣分別堆焊四層,過渡層堆焊ARCFCW1001鐵基合金焊絲兩層,覆層堆焊D822鈷基焊條兩層。為了釋放堆焊應(yīng)力,堆焊第二層時焊道堆焊方向與第一層垂直,并且每堆焊一層都要進(jìn)行清渣處理。

表1 5CrNiMo鋼化學(xué)成分

表2 ARCFCW1001焊絲化學(xué)成分

表3 D822焊條化學(xué)成分

對三件試樣分別進(jìn)行回火處理,試樣1回火溫度為550 ℃,保溫5 h,試樣2回火溫度為600 ℃,保溫5 h,試樣3回火溫度為650 ℃,保溫5 h。三件試樣回火處理后隨爐冷卻1 h,用保溫棉緩冷至室溫。將三件試樣表面磨平,采用便攜式洛氏硬度計測定其硬度。采用線切割制備尺寸為15 mm×15 mm×30 mm的金相試樣,在4%濃度硝酸酒精腐蝕液中浸蝕,利用掃描電鏡觀察試樣的斷面組織。

3 分析

在電流、電弧電壓、堆焊速度相同的情況下,回火溫度不同,獲得的堆焊效果差別較大。

3.1 回火溫度對堆焊層微觀組織影響

三件試樣回火處理后堆焊層的顯微組織如圖1所示。試樣1對應(yīng)回火溫度550 ℃,基體組織為板條狀馬氏體,上面彌散分布有少量碳化鎢等碳化物。試樣2對應(yīng)回火溫度600 ℃,板條狀馬氏體部分分解。試樣3對應(yīng)回火溫度650 ℃,馬氏體的分解數(shù)量進(jìn)一步增加。

▲圖1 試樣回火處理后堆焊層顯微組織

3.2 回火溫度對堆焊層顯微硬度影響

垂直切斷焊縫,拋光,對焊接熔合區(qū)、熱影響區(qū)、覆材、過渡層、5CrNiMo鋼基體選取12個硬度測點,如圖2所示。對這12個點測試硬度,結(jié)果見表4。繪制硬度曲線,如圖3所示。

▲圖2 硬度測點

由表4、圖3可以看出,在焊前預(yù)熱、堆焊速度相同的情況下,隨著回火溫度的升高,堆焊層等區(qū)域的硬度趨于降低?；鼗饻囟壬?馬氏體組織分解數(shù)量增加,硬度越來越低。

表4 洛氏硬度(HRC)測試結(jié)果

綜合以上分析,焊前預(yù)熱至250 ℃,保溫1 h,在電流、電弧電壓、堆焊速度相同的情況下,采用回火溫度為550 ℃,保溫5 h的回火處理,堆焊層硬度最高,消除應(yīng)力最充分,可以有效阻止裂紋產(chǎn)生及變形。

4 熔體中納米晶體形成理論

目前,原位納米晶體強(qiáng)化技術(shù)能夠在基體中自發(fā)形成大量熱穩(wěn)定性良好的納米晶體,顯著細(xì)化晶粒,優(yōu)化第二相分布,改善金屬基體的微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能,是實現(xiàn)金屬材料強(qiáng)韌雙增的新方法。

▲圖3 硬度曲線

在熔體冷卻過程中,形成第二相初始原子集團(tuán)或晶核。綜合考慮熔體流場、濃度場、溫度場等的影響,構(gòu)建晶體生長初期數(shù)學(xué)物理模型,獲得第二相晶體生長界面速度的分析解:

(1)

(2)

式中:U1為第二項晶體生長界面速度;R0為第二相晶體生長尺寸;t為時間;ε為相對過冷度;RT為溫度場引起的界面變化函數(shù);α4為界面能各向異性強(qiáng)度因子;Ran為界面能各向異性引起的界面變化函數(shù);Run為均勻來流引起的界面變化函數(shù);Rst為線性應(yīng)力流引起的界面變化函數(shù);Rsh為剪切流分量引起的界面變化函數(shù);Ms為第二相晶體分子量;Mm為合金元素分子量;r為氧化物直徑;ρm為液態(tài)合金元素密度;ρs為固態(tài)合金元素密度;DL為鋼液中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù);CL為第二相晶體界面前沿溶質(zhì)濃度;Ce為氧化物平衡溶質(zhì)濃度。

由式(2)可知,第二相晶體生長速度與界面濃度梯度具有正相關(guān)性,當(dāng)界面濃度梯度趨于0時,生長速度也趨于0。由于熔體中第二相晶體形核尺寸一般為納米級,當(dāng)?shù)诙嗑w生長速度趨于0時,尺寸將保持在納米級。基于這一理論,要保證第二相晶體尺寸為納米級,必須控制第二相晶體形核后的界面濃度為低濃度。這種納米級晶體能夠作為異質(zhì)形核核心,誘發(fā)晶粒細(xì)化。碳化物等物質(zhì)都可以通過釘扎作用阻礙晶界運(yùn)動,進(jìn)而阻止晶粒長大,達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。

5 過渡層中納米晶體的制備

對于5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊層而言,原位納米晶體在堆焊熔池中形成,并在凝固過程中彌散分布于堆焊層中,因此,需要保證原位納米晶體相在堆焊過程中的析出尺寸與分布均勻性。

當(dāng)熔池溫度約為1 550 ℃時,將金屬鈦絲熔入堆焊熔池中,鈦絲在熔池中迅速擴(kuò)散,與熔體中的氧元素結(jié)合,生成鈦氧化物。鈦氧化物的長大方式屬于典型溶質(zhì)元素擴(kuò)散長大,通過鈦絲的不斷熔入,在電弧的作用下,實現(xiàn)氧化物與熔體間界面濃度趨于0,這些氧化物顆粒初期生長速度得到有效抑制,由此獲得均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒。

6 結(jié)束語

筆者對5CrNiMo鋼模具型槽表面堆焊進(jìn)行研究,采用ARCFCW1001鐵基合金焊絲和D822鈷基焊條進(jìn)行試驗,確認(rèn)熱影響區(qū)附近硬度較低,外覆層硬度較高,形成吸振緩沖層。熔合區(qū)各層熔合效果較好,保溫時間長,徹底消除熱應(yīng)力。試驗得到的堆焊工藝方案已在軌座熱鍛模具上初步進(jìn)行試用,模具壽命延長約30%,有效降低模具的使用成本。筆者同時研究在堆焊覆層時將鈦絲熔入熔體中,形成均勻彌散分布的納米級鈦氧化物顆粒,實現(xiàn)過渡層的強(qiáng)韌雙增,滿足企業(yè)發(fā)展對模具型槽高強(qiáng)韌性能的需要。為進(jìn)一步提高原位納米晶體強(qiáng)化模具型槽的綜合性能,推進(jìn)規(guī)模化生產(chǎn),還需要從兩方面做出努力。第一,提高原位納米晶體的特性。需要改進(jìn)制備工藝,提高原位納米晶體的活性異質(zhì)點率,獲得更多有效異質(zhì)形核點,更大程度細(xì)化堆焊覆層晶粒。第二,提高原位納米晶體的效能。需要設(shè)計性能優(yōu)化方案,將原位納米晶體更多應(yīng)用于優(yōu)化模具型槽工作表面的耐磨性、耐腐蝕性等。