韋茹涵，韓明臻，井 瑞，劉奇聰

(1.佳木斯大學材料科學與工程學院，黑龍江 佳木斯 154007 ；2.山東大學材料學院，山東 濟南 250012)

0 前 言

磨損、腐蝕、斷裂是3 種主要的材料失效的形式[1]，磨損所帶來的失效已經(jīng)嚴重影響了國民經(jīng)濟發(fā)展[2]。我國硼資源豐富，硼常在鋼鐵生產(chǎn)中作為添加合金[3]。Fe-B 堆焊合金的耐磨性能好，被廣泛應用于磨料磨損領(lǐng)域，但當硼含量過高時，往往會在顯著提高Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同時犧牲部分韌性，在Fe-B堆焊合金內(nèi)部引發(fā)微觀裂紋[4，5]，這嚴重阻礙了Fe-B堆焊合金的應用與發(fā)展。如何在保證Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同時抑制裂紋的產(chǎn)生，仍然是焊接領(lǐng)域所重點關(guān)注的焦點問題之一。勾俊峰[1]研究發(fā)現(xiàn)，添加少量鉻元素能改善Fe-B 堆焊合金的韌性。Fe-B-Cr 合金具有優(yōu)良的耐磨性能，同時可解決部分Fe-B 堆焊合金的脆性問題，以高硬度、高耐磨性的硼化物作為耐磨骨架，可做到高效率、低成本[6]。為此，本工作采用等離子噴焊技術(shù)，以含5%(質(zhì)量分數(shù))硼的鐵基作為基礎(chǔ)成分，探討Cr 元素對Fe-5B 系堆焊合金的組織結(jié)構(gòu)和力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 制備試樣

基體材料為Q235 低碳鋼鋼板，尺寸為150 mm×100 mm×10 mm，Q235 鋼的化學成分如表1 所示。

堆焊材料的制備采用不同Cr 含量的Fe-B-Cr 系合金粉末(即還原鐵粉、硼鐵粉和鉻鐵粉)，并添加少量的硅鐵粉、鈦鐵粉和低碳錳鐵粉(合金粉末的化學成分見表2)，將合金粉末進行聯(lián)合脫氧、脫硫，以防止堆焊層產(chǎn)生氣孔。為使堆焊層具有一定的深寬比，每組合金粉末配制200 g，等離子堆焊合金粉末設(shè)計見表3。

表3 等離子堆焊合金粉末設(shè)計(質(zhì)量分數(shù)) %Table 3 Design of plasma surfacing alloy powder (mass fraction) %

1.2 試驗方法

試驗采用PTA-BX-400A 型等離子噴焊機，試驗前對Q235 鋼板表面進行打磨，并做除油除銹處理，使其表面露出金屬光澤，在Q235 鋼板上堆焊4 層，厚度6～7 mm，以保證母材對焊縫的稀釋率為最低。采用單層單道堆積形式，每一層焊完后利用角磨機打磨，防止焊縫層之間因出現(xiàn)夾雜而影響焊縫質(zhì)量。在焊接開始時，焊接熱量難以達到基體與合金粉末的熔點，不能發(fā)生冶金結(jié)合，使得堆焊層前端較堆焊層后端窄而薄。針對上述問題，將焊接電流由120 A 調(diào)至130 A，打磨鎢極，調(diào)整鎢極的伸出長度，考慮到Fe-B-Cr 合金粉末的存放條件，將合金粉末重新過篩烘干。經(jīng)處理，F(xiàn)e-B-Cr合金粉末的熔覆性獲得較大改善。焊接工藝參數(shù)如表4。

表4 焊接工藝參數(shù)Table 4 Parameters of welding process

堆焊結(jié)束后，采用電火花線切割對焊后Q235 鋼板進行切割，制作尺寸為10 mm×10 mm×12 mm 的堆焊試樣。采用80，120，240，600，800，1 000，1 200，2 000 目的砂紙對試樣進行打磨拋光，并采用4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液對試樣進行腐蝕，采用Axio Observer 型蔡司金相顯微鏡觀察試樣的金相組織。利用HR-150-A型洛氏硬度計對堆焊層進行洛氏硬度測試，測試條件:施 加 載 荷 150 kN，加 載 時 間 5 s。采 用D8AdvanceBruker AXS 型X 射線衍射儀對熔敷金屬進行X 射線衍射試驗，以分析其物相。利用JSM-6360LV型掃描電鏡觀察試樣表面及其內(nèi)部組織。采用型號為ML-100 磨料磨損試驗機對堆焊合金進行耐磨性測試，磨料磨損試驗的參數(shù)如下:圓盤轉(zhuǎn)速為60 r/min，接觸負載為24 N 和48 N，進給量4 mm/r，行程72.3 m，對磨材料選用180 目棕剛玉砂紙，一種堆焊層切取3 個試樣，每個試樣重復測試至少3 次，磨損失重量采用FA1104 型萬分之一電子天平測定。

2 結(jié)果與討論

2.1 堆焊表面宏觀形貌

將焊接電流由120 A 調(diào)至130 A，打磨鎢極，調(diào)整鎢極的伸出長度，將合金粉末重新過篩烘干后，雖然Fe-B-Cr合金粉末的熔覆性獲得較大改善，但在弧坑周圍出現(xiàn)了體積較大的氣孔。氣孔出現(xiàn)的主要原因是熄弧時工作電流迅速減小，合金粉末熔化不充分，熔池流動性變差，因此在弧坑周圍出現(xiàn)氣孔。堆焊表面宏觀形貌見圖1。

圖1 堆焊表面宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of surfacing surface

由圖1 可知，添加0%Cr 的Fe-B-Cr 合金粉末堆焊層熔覆性較好，但表面氣孔較多，當?shù)谝粚佣押竿瓿蓵r，堆焊層呈現(xiàn)一定的厚度，接頭前后寬度一致，無宏觀裂紋。隨著合金粉末中Cr 含量的增加，氣孔逐漸減少，堆焊層表面更加光滑。由于Cr 元素熔點高于母材，合金粉末難熔于母材中，更多的被等離子氣吹落到母材熔池中，導致堆焊層表面顆粒狀物質(zhì)增多，使得堆焊層表面潤濕性差，難以鋪展。

在焊接開始時，焊接熱量難以達到基體與合金粉末的熔點，不能發(fā)生冶金結(jié)合，使得堆焊層前端較堆焊層后端窄而薄。針對上述問題，將焊接電流由120A 調(diào)至130A，打磨鎢極，調(diào)整鎢極的伸出長度，鑒于Fe-BCr 合金粉末存放條件，將合金粉末重新過篩烘干。經(jīng)處理，F(xiàn)e-B-Cr 合金粉末的熔覆性獲得較大改善，但在弧坑周圍出現(xiàn)了體積較大的氣孔。氣孔出現(xiàn)的主要原因是熄弧時，工作電流迅速較小，合金粉末熔化不充分，熔池流動性變差，因此在弧坑周圍出現(xiàn)氣孔。

2.1 物相分析

圖2 是Cr-0 堆焊合金的XRD 譜。Cr-0 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 組成。Fe 的衍射峰峰強均較弱，衍射角2θ＝56.244°處Fe2B 相的(202)晶面的衍射峰強度最大。測試結(jié)果表明，試樣中有大量的Fe2B 相的(202)晶面參與了衍射，而少量的Fe 相的(200)、(211)晶面參與了衍射，相比之下，F(xiàn)e 相的(110)晶面參與衍射較多。

圖2 Cr-0 堆焊合金的XRD 譜Fig.2 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy

圖3 為Cr-2 堆焊合金的XRD 譜。Cr-2 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 組成。衍射角2θ ＝44.672°處Fe 相的(110)晶面的衍射峰強度迅速增加。衍射角2θ＝64.526°和2θ＝81.654°處，F(xiàn)e 相的(200)、(211)晶面參與衍射仍較少，F(xiàn)e2B 的衍射晶面增多，其中在2θ＝45.107°處Fe2B 相的(211)晶面的衍射峰峰強最大。

圖3 Cr-2 堆焊合金的XRD 譜Fig.3 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy

圖4 為Cr-4 堆焊合金的XRD 譜。Cr-4 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝73.599°，2θ＝79.533°，2θ＝80.668°處，F(xiàn)e2B 相的(132)、(330)和(141)晶面發(fā)生衍射且衍射峰強度較低。衍射角2θ＝45.107°時Fe2B 相的(121)晶面的衍射強度相對較強。

圖4 Cr-4 堆焊合金的XRD 譜Fig.4 XRD pattern of Cr-4 surfacing alloy

圖5 為Cr-6 堆焊合金的XRD 譜。Cr-6 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝80.668°時，F(xiàn)e2B相的(330)晶面的衍射強度相對明顯增加，說明試樣中有大量的Fe2B 相的(330)晶面參與了衍射。

圖5 Cr-6 堆焊合金的XRD 譜Fig.5 XRD pattern of Cr-6 surfacing alloy

圖6 為Cr-8 堆焊合金的XRD 譜。Cr-8 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝57.072°處，F(xiàn)e2B相的(310)晶面的衍射強度明顯增加，說明Cr-8堆焊合金試樣中有大量Fe2B 相的(310)晶面參與衍射，但衍射角2θ＝80.904°處，F(xiàn)e2B 相的(411)晶面的衍射強度明顯降低。

圖6 Cr-8 堆焊合金的XRD 譜Fig.6 XRD pattern of Cr-8 surfacing alloy

圖7 為Cr-10 堆焊合金的XRD 譜。Cr-10 堆焊合金的物相組成為Fe 和Fe2B。Fe2B 的衍射峰數(shù)目明顯減少，F(xiàn)e 的衍射峰強度無明顯變化。

圖7 Cr-10 堆焊合金的XRD 譜Fig.7 XRD pattern of Cr-10 surfacing alloy

圖2～7 表明，鉻含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相，堆焊合金物相組成均為Fe 和Fe2B；Fe2B 的衍射峰強度出現(xiàn)了異常，并不具有規(guī)律性，因此Fe2B可能局部存在定向生長。從圖2～7 的XRD 譜中可以明顯觀察到Cr 的衍射峰，且隨著Cr 含量的增加，峰型和峰位也發(fā)生了變化。這說明Cr 原子已經(jīng)成功占據(jù)了Fe 或Fe2B 的晶格位置，導致晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化，參考文獻[7]發(fā)現(xiàn)這種現(xiàn)象是Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中的典型表現(xiàn)。因此，可認為Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中。

2.2 組織結(jié)構(gòu)分析

Cr-0 堆焊合金的組織形貌如圖8 所示。Cr-0 堆焊合金的組織中含有大量的橢圓狀組織和少量的長條狀組織。堆焊層上部的組織較為粗大，接近四邊形的長條狀組織的數(shù)量比(以下占比若未特別說明皆為數(shù)量比)約為90%，橢圓形的組織約占10%，且橢圓形的組織均勻地分布在四邊形的長條狀組織之間。堆焊層中部的組織比上部的組織約增多一倍，但組織體積約為上部組織體積的1/2，且長條狀組織的占比減少，約占40%，橢圓形組織占比增多，約占60%。堆焊層下部的組織稀少，組織的數(shù)量與上部組織的數(shù)量差距不明顯，但下部組織的體積最小，約為上部的1/3，長條狀組織的占比下降明顯，約為20%，橢圓形組織的占比大幅增加，約為80%。

圖8 Cr-0 堆焊合金的組織形貌Fig.8 Microstructure of Cr-0 surfacing alloy

圖9 為Cr-2 堆焊合金的組織形貌。Cr-2 堆焊層上部的組織的體積較Cr-0 堆焊合金的明顯減小，邊長約為12.5～16.5 μm 的四邊形組織占比為70%，邊長在(20.5±4.0)μm 的四邊形組織的占比約為20%，邊長小于12.5 μm 的四邊形組織的占比約為10%。Cr-2 堆焊層上部的組織的數(shù)量約為Cr-0上部組織數(shù)量的3 倍，且組織致密均勻。Cr-2 堆焊層中部的組織較為密集，且大多數(shù)形態(tài)為近圓狀，有少數(shù)塊狀組織，其體積分數(shù)較Cr-0 堆焊合金中部的組織減小，直徑約為8μm 的近圓狀組織約占80%，邊長約為12 μm 的塊狀組織的占比約為20%，Cr-2 堆焊層中部的組織的數(shù)量約為Cr-0中部組織數(shù)量的3 倍。在Cr-2 堆焊層下部，共晶組織比初生相組織的體積分數(shù)大，組織形態(tài)多為規(guī)則塊狀，邊長為24 μm 的塊狀組織約占40%，邊長約為20 μm的組織約占60%，Cr-2 堆焊層下部組織的數(shù)量約為Cr-0下部組織數(shù)量的1/3。

圖9 Cr-2 堆焊合金的組織形貌Fig.9 Microstructure of Cr-2 surfacing alloy

圖10 為Cr-4 堆焊合金的組織形貌。Cr-4 堆焊層上部、中部的組織大多數(shù)為塊狀組織，堆焊層上部的組織的體積較Cr-2 堆焊合金組織的體積增大，邊長約為16.5 μm 的四邊形組織占比為70%，邊長約為20.5 μm的四邊形組織占比約為20%，邊長小于16.5μm 的四邊形組織占比約為10%。Cr-4 堆焊層上部組織的數(shù)量與Cr-2 上部組織的數(shù)量的差距不明顯。與Cr-2 堆焊合金中部的組織相比，Cr-4 堆焊層中部組織中四邊形的塊狀組織的占比明顯增加，占比約為70%，Cr-4 堆焊層中部組織中塊狀組織的體積分數(shù)相比Cr-2 堆焊合金中部的明顯增大，邊長達到了30μm，近圓狀的組織數(shù)量占比相較于Cr-2 堆焊合金中部的近圓狀組織占比數(shù)量明顯下降，約為30%，但體積分數(shù)增加，直徑約為10 μm。在Cr-4 堆焊層下部，初生相組織明顯增多，直徑在5～10 μm 的近圓狀組織的占比約為60%，邊長在14～20 μm 的四邊形組織的占比約為30%，組織的數(shù)量約為Cr-2 下部組織數(shù)量的5 倍，說明Cr-4 堆焊層下部有大量的初生相組織開始析出。

圖10 Cr-4 堆焊合金的組織形貌Fig.10 Microstructure of Cr-4 surfacing alloy

圖11 為Cr-6 堆焊合金的組織形貌。Cr-6堆焊層上部、中部、下部的初生相組織的體積分數(shù)均較Cr-4堆焊合金組織的增大。Cr-6 堆焊層上部的四邊形組織90%的邊長在25μm 以上，剩下約有10%的直徑約為5μm 的近圓狀組織分布在四邊形之間，Cr-6 堆焊層上部的組織的數(shù)量約為Cr-4 上部的1/3。Cr-6 堆焊層中部的橢圓形組織的長軸的長度有70%達到了40 μm，剩下30%近圓狀的組織的直徑也達到了20 μm，Cr-6堆焊層中部的組織的數(shù)量約為Cr-4 中部的1/3。Cr-6堆焊層下部中，直徑在(20±5)μm 范圍內(nèi)的近圓狀組織的占比約為70%，較長邊在50 μm 及以上的長條狀組織的占比約為30%，Cr-6 堆焊層下部的組織的數(shù)量約為Cr-4 下部的1/3。Cr-6 堆焊層下部中，初生相組織的體積分數(shù)比共晶組織的體積分數(shù)大，上部組織基本已生長完全，在中部幾乎呈圓柱狀生長，Cr-6 堆焊層下部組織較上部、中部組織細小。

圖11 Cr-6 堆焊合金的組織形貌Fig.11 Microstructure of Cr-6 surfacing alloy

圖12 為Cr-8 堆焊合金的組織形貌。Cr-8 堆焊合金的上部組織形態(tài)趨于均勻化，塊狀組織幾乎布滿了整個視野，且形態(tài)規(guī)則，四邊形組織80%的邊長在20 μm 以上，約有5%的直徑約為5 μm 及以下的近圓狀組織分布在四邊形之間，約有15%的較長邊超過50 μm的長條狀組織，Cr-8 上部組織的數(shù)量約為Cr-4 上部組織數(shù)量的1/3。Cr-8 堆焊層中部的組織也基本生長完全，呈現(xiàn)為規(guī)則的四邊形，四邊形的邊長約為(25±5)μm，相比于Cr-6 堆焊合金中部的組織在體積上有所減小，但分布更加致密、規(guī)則，在數(shù)量上Cr-8 堆焊層中部的組織約為Cr-6 堆焊合金中部的3 倍。在Cr-8 堆焊層下部，初生相組織繼續(xù)析出，且Cr-8 堆焊層下部組織的體積分數(shù)相比Cr-6 堆焊合金下部的有所增加，占比約80%的50 μm 及以上的條狀組織與占比約20%的直徑約為10 μm 的近圓狀組織均勻地分布在Cr-8 堆焊層下部，Cr-8 堆焊層下部的組織的數(shù)量與Cr-6 堆焊合金下部的幾乎一致。

圖12 Cr-8 堆焊合金的組織形貌Fig.12 Microstructure of Cr-8 surfacing alloy

圖13 為Cr-10 堆焊合金的組織形貌。Cr-10 堆焊層的組織整體趨于均勻化，初生相組織繼續(xù)析出，在Cr-10堆焊層上部，四邊形和長條形組織分布于整個視野。Cr-10 堆焊層上部的組織的體積較Cr-8 堆焊層上部的有所減少，但組織更加均勻，Cr-10 堆焊層上部的組織中邊長為25～30 μm 的四邊形組織約占40%，較長邊大于50 μm 的長條狀組織約占60%，數(shù)量上，Cr-10堆焊層上部的較長邊大于50 μm 的長條狀組織相比Cr-8 堆焊合金上部增加了1 倍。Cr-10 堆焊層中部，塊狀組織較長條狀組織質(zhì)量分數(shù)增加，且形態(tài)近似四邊形，Cr-10 堆焊層中部的組織的體積較Cr-8 堆焊合金中部的有所增加，Cr-10 堆焊層中部中邊長為30～35 μm 的四邊形組織約占90%，較長邊大于50 μm 的長條狀組織約占10%，數(shù)量上，Cr-10 堆焊層中部的較長邊大于50 μm 的長條狀組織與Cr-8 堆焊合金中部的幾乎一致。在Cr-10 堆焊層下部，一部分組織為塊狀，一部分組織為長條狀，還有一小部分為近圓狀組織，邊長在(35±5)μm 范圍內(nèi)的塊狀組織的占比約為60%，較長邊在50μm 及以上的長條狀組織的占比約為20%，直徑約為10μm 的近圓狀組織的占比約為20%，Cr-10 堆焊層下部組織的數(shù)量約為Cr-8 堆焊層下部的2 倍，說明Cr-10 堆焊層下部的組織和Cr-8堆焊層下部的組織分別處在長大與生長階段。

圖13 Cr-10 堆焊合金的組織形貌Fig.13 Microstructure of Cr-10 surfacing alloy

綜上所述，隨著Cr 含量的增加，初生相Fe2B 的形貌不斷變化，在規(guī)則的塊狀組織周圍開始摻雜著橢圓狀組織，XRD 分析表明初生相為Fe2B，且隨著Cr含量的增加，F(xiàn)e2B 的衍射峰增多，并且無新相的析出，說明Cr 的加入促進了Fe2B 初生相的析出，當大量的Fe2B 開始析出時，會發(fā)生相互擠壓，阻礙彼此形核的過程，因此橢圓狀的Fe2B 實際上是未長大的Fe2B，當橢圓狀Fe2B 長大后會再次以塊狀形態(tài)分布于堆焊層內(nèi)部。

2.3 硬度分析

堆焊合金硬度值如表5 所示。由表5 可知，隨著Cr 含量的增加，堆焊合金的硬度不斷升高。Cr-2 較Cr-0的硬度顯著升高。Cr-10 堆焊層表面硬度高達67 HRC。

表5 堆焊合金硬度Table 5 Hardness of surfacing alloys

2.4 耐磨性分析

堆焊合金的磨料磨損試驗結(jié)果如表6 所示。表6中相對耐磨性ε的計算公式見式(1):

表6 堆焊合金的磨料磨損試驗結(jié)果Table 6 Abrasive wear test results of surfacing alloys

式中:Vs表示試樣的體積損失，Vr表示標準材料的體積損失，Ws表示試樣的質(zhì)量損失，Wr表示標準材料的質(zhì)量損失。

由表6 可以看出，隨著Cr 含量的升高，堆焊合金的磨損量(ΔW)下降。Cr-10 堆焊層的磨損量降到最低，為0.027 5 g。圖14 為堆焊合金的相對耐磨性?？梢钥闯?，試樣的相對耐磨性隨著Cr 含量的增加而升高。Cr-10 堆焊層的相對耐磨性較Cr-0 提高了375%。

圖14 堆焊合金的相對耐磨性Fig.14 Relative wear resistance of surfacing alloy

3 結(jié) 論

(1)Cr-0 堆焊合金由Fe 和Fe2B 組成，隨著Cr 含量的增加，Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中，堆焊合金由(Fe，Cr)和(Fe，Cr)2B 組成，Cr 含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相，合金組織由Fe2B 和Fe+Fe2B 的共晶組織構(gòu)成。

(2)Cr 元素的添加顯著提高了Fe-B 堆焊合金的硬度和耐磨性。Cr-2 的硬度較Cr-0 顯著升高。隨著Cr 含量的不斷增加，堆焊合金的硬度值呈上升趨勢，Cr-10堆焊層表面硬度高達67 HRC。Cr-10 堆焊層的磨損量降到最低，為0.027 5 g，Cr-10 堆焊層的相對耐磨性較Cr-0 提高了375%。