袁晓波1,2， 李 锋1， 王 娟2， 牛 犇3， 易江龙3， 郑开宏2
(1. 沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870； 2. 广东省材料与加工研究所，广州 510650；3. 广东省焊接技术研究所(广东省中乌研究院)广东省现代焊接技术重点实验室，广州 510650)
摘 要： 采用自制药芯焊丝，利用3种保护气体(纯氢气，80%Ar+20%CO2和纯CO2气体)制备碳化钨/铁基堆焊层，对不同保护气体下WC颗粒溶解扩散、堆焊层组织、硬度及耐磨性进行研究. 结果表明，采用纯氩气保护堆焊时，WC颗粒的溶解扩散层宽度约为3 μm，WC颗粒边缘以须状共晶组织为主，焊层显微硬度为790 HV±20 HV，磨损量为11.4 mg；保护气体为纯CO2时，扩散层宽约为5 μm，共晶组织形态为菊花状、鱼骨状或类团絮状，显微硬度为590 HV±15 HV，堆焊层表面磨损程度小，磨损量为4.2 mg，较纯氩气保护降低了63%倍，耐磨性相对较好.
关键词： 保护气体；碳化钨；堆焊层；显微组织；耐磨性
气体保护药芯焊丝堆焊技术操作简便、效率高，可有效提高设备耐磨、耐热等特殊使用性能，延长材料寿命，降低生产成本，广泛应用于零件修复与生产再制造，有极大的经济效益和发展空间[1]. 保护气体的成分和含量对焊接成形、元素过渡及焊层组织和性能的影响颇大[2]. 国旭明等人[3]认为，当保护气为Ar+(5～20)%CO2时，高强钢熔敷金属组织主要为针状铁素体，强度高，韧性好；当保护气体为纯氩气时，显微组织以板条状马氏体为主，强度提高，韧性和塑性下降.
碳化钨颗粒与铁基的浸润性极好，且因其自身硬度高、热膨胀系数小、耐磨性好等特点，有助于零件表面性能的强化，在石油、矿山、农耕等部门应用率颇高. 目前，针对碳化钨颗粒增强铁基堆焊材料的研究多集中在合金成分、WC种类、尺寸和含量等因素对熔敷金属的影响，而关于保护气体成分的讨论却相对缺乏[4-5]. 不同保护气体堆焊过程中，熔池凝固、WC颗粒溶解扩散、熔敷金属显微组织、硬度及耐磨性等均存在差异. 因此，有必要对药芯焊丝堆焊WC/铁基焊层时所选用的保护气体种类进行研究.
文中采用3种不同保护气体制备WC/铁基堆焊层，探究了保护气体对焊层组织分布、硬度及耐磨性能的影响，为优化WC颗粒增强铁基堆焊工艺，增强材料表面性能提供理论依据.
试验用焊丝为自制WC堆焊药芯焊丝，直径1.6 mm，填充率20%，球形WC粒度为80～150目，原始形貌如图1所示，焊丝主要化学成分为(质量分数，%)：C 0.6，Mn-Fe 0.6，Mo-Fe 0.4，Cr-Fe 10，WC 1，Fe余量. 母材为Q235钢板；保护气体为纯氩气，80 %Ar+20%CO2混合气和纯CO2气体；用EWM型焊机堆焊，电流210～230 A，电压20～25 V，焊丝伸出长度20 mm；焊前打磨母材试板，除去表面油污及铁锈，焊后空冷焊态试样.
图1 WC颗粒原始形貌
Fig.1 Original morphology of WC particles
沿焊层径向切割试样，采用Leica.DM.IRM型金相显微镜和D/Max-2500PC型X射线衍射仪观察组织形貌，分析相结构. 利用MH-5L型维氏硬度仪测定堆焊层截面显微硬度. 通过MUG-5Z型往复式摩擦磨损试验机对堆焊层进行表面磨损试验，磨损条件为：淬火45钢球对磨，负载3 kg，频率8 Hz，时间20 min. 使用带能谱仪的扫描电子显微镜(SEM,JEOL JXA-8100)对WC周围元素分布及焊层磨损后形貌进行分析.
堆焊过程中熔池内的强烈热作用使球形WC边缘发生熔解烧损，分解出的W，C元素与基体合金元素相互扩散，形成了元素含量不同且晶粒取向有异的碳化物，并在WC周围以不同形态分布[6]. 如图2所示，纯氩气保护时，WC周围存在不规则集束状细须，晶粒尺寸较大，基体组织与析出碳化物分布不规则；80%Ar+20%CO2气体保护时，WC周围有菊花状或鱼骨状等共晶莱氏体生成，晶粒趋于细化；保护气体为纯CO2时，杂乱无序的细须消失，类团絮状组织形成，基体及晶间析出相分布较均匀. 铁基胎体中，碳化物分布趋于均匀，并呈断网状，含量逐渐增加.
图3为WC颗粒周围组织扫描分析图，各微区元素能谱值见表1. 图3a中亮白色区域a由89.57%W和10.43%C组成，为原始球形WC颗粒. WC边缘灰色区域b，e，h中Fe元素含量增多，W元素含量减少，说明WC颗粒在高温下发生了熔化、分解，图3b、图3d、图3f的线扫描结果表明，游离的W元素向铁基扩散，而基体的Fe和Cr元素则向WC颗粒内扩散，各元素间形成成分梯度，促进化学反应发生. 结合图4的XRD结果可知，图3中球形WC的扩散层主要由复合碳化物Fe6W6C和Fe3W3C构成. 当保护气体为纯氩气时，扩散层厚度约为3 μm，分解和扩散烧损较轻；当保护气体中含CO2气体时，因部分合金元素和碳元素被氧化或烧损，WC颗粒的熔解反应程度增大，扩散层厚度可达5 μm. WC颗粒周围呈不同形态的c，f，i微区中，C元素与Cr，Fe，Mn，Mo元素形成了M3C型硬质碳化物，在基体中有一定的弥散强化作用. WC颗粒外部黑色区域d，g，j中Fe元素质量分数最大，超过80 %，W元素含量明显减少，不足5%，说明只有少量W元素固溶入到基体中，该区域组织以γ-Fe为主.
图2 WC颗粒及周围组织的金相图
Fig.2 Metallographic structure of WC particles and adjacent area
图5为不同保护气体下WC/铁基堆焊层的剖面及表面显微组织. 上侧堆焊层与下侧母材间的界面结合良好，并由于原子序数小的碳元素的扩散迁移能力强，在熔合区生成一条黑色马氏体带. 结合堆焊层XRD图谱可知，堆焊层主要由胞状γ-Fe基体，M7C3，M3C和M23C6型碳化物，高硬度富钨相Fe6W6C，Fe3W3C及WC和W2C组成，其中M表示Fe，Cr，Mn，Mo元素.
马氏体带上方晶粒沿热流逆传导方向，快速凝固生长. 近熔合线处的温度梯度G较大，结晶速度R较慢，成分过冷度极小，从而形成了一层白色平面晶；随着液固界面不断推进，温度梯度G逐渐减小，结晶速率R逐渐增大，成分过冷增强，晶粒生长方式由无晶核的平面晶发展为沿着垂直于界面方向生长的柱状树枝晶；焊层表面受空气的热传导作用，能量有所散失，形核能力增强，利于形成等轴树枝晶[7]，如图5b，图5d，图5f所示.
图3 不同保护气堆焊层的WC颗粒周围显微组织
Fig.3 SEM micrographs of WC particles and adjacent areas
表1 图3中各微区元素含量分析结果(质量分数，%)
Table 1 Element contents of various regions in Fig.3
区域CWFeCrMnMoa10．4389．57————b12．6460．1223．932．80．51—c9．5329．3555．494．510．99—d7．323．3383．065．111．19—e12．1375．1411．161．57——f8．7731．1354．163．090．991．86g8．214．4781．094．921．31—h10．1954．2929．844．870．82—i9．0523．9058．725．141．391．81j6．394．980．886．321．50—
图4 堆焊层表面XRD图谱
Fig.4 XRD spectrum of hardfacing layer
图5 堆焊层熔合线附近及表面显微组织
Fig.5 Microstructure of hardfacing and near the fusion line
纯氩气保护堆焊层中的柱状基体组织与硬质碳化物分布不均匀，尺寸大小杂乱，堆焊层表面有长条状枝晶存在，如图5b所示，对基体韧性有不利影响. 随着保护气体中CO2的加入，组织有细化趋势，硬质相分布趋于均匀化. 纯CO2气体保护堆焊过程中，熔池温度相对较低，过冷度较大，晶粒长大速度较慢，而形核率较高，对组织有细化作用，利于堆焊层内部和表面等轴晶的形成，枝晶间Cr，Mo，Mn等元素可置换出部分Fe元素，形成较细小的菊花状碳化物，弥散分布在基体中，有助于提高焊层表面韧性，如图5e，图5f所示[7].
堆焊层剖面显微硬度值如图6，三个堆焊层的母材硬度值基本一样，而焊层整体硬度均远高于母材. 硬度值由母材向焊层过渡时，在熔合区处有明显陡升现象，存在硬度梯度，且纯氩气保护时最大，纯CO2气体保护时最小，这是因为当保护气体中含CO2时，会对C，Cr，Mn等部分元素造成一定的氧化烧损，元素间浓度梯度降低，扩散程度减弱，硬质碳化物的形成量在过渡区相对减少，硬度梯度降低，陡升幅度变小，对改善界面力学性能有利[8]. 焊层中的显微硬度值存在波动，并偶有“峰值”出现，这与焊层中的微观组织成分和形态密切相关. 由于堆焊层中含有未完全溶解的球形WC颗粒、WC烧损扩散形成的共晶组织、反应析出的硬质碳化物以及基体等多种硬度不同的复杂相，因此堆焊层内的显微硬度值必然不稳定. 纯氩气体保护时堆焊层硬度值最大，约为790 HV±20 HV；纯CO2气体保护时硬度值最小，约为590 HV±15 HV；80%Ar+20%CO2混合气体保护时硬度值居中，接近700 HV.
图6 堆焊试样的剖面显微硬度值分布
Fig.6 Distribution of microhardness curves of different specimen cross-section
堆焊试样表面磨损情况见表2，纯氩气体保护堆焊试样的磨损量最大为11.4 mg，而另外两个试样的磨损量相近，分别为4.3和4.2 mg. 一般认为，金属材料的硬度可以在一定程度上反映其耐磨性，硬度高则耐磨性好. 但两者并非是充分必要条件，耐磨性最好的材料其硬度不一定最高，若表面硬度过高，在磨损过程中产生的相对应力往往越大，硬质碳化物剥落现象可能越严重[9].
在提高材料耐磨性时，不仅要有较高硬度，还应考虑材料中组织的存在形态、分布状况等多方面因素. 试验中三种保护气体下制备的WC/铁基堆焊层硬度值均较高，对材料耐磨性均有较好的提高作用. 结合图5显微组织分析，纯氩气保护氛围下，堆焊层表面碳化物的尺寸均匀度低，有长条状树枝晶平行于表面生长，易产生应力集中，对基体的韧性有切割作用，磨损过程中基体易被破坏，硬脆碳化物的基体支撑作用减弱，碳化物易发生溃散、崩裂现象，从焊层表面剥落，样品磨损量相对增大. 此外，这些高硬度剥落物也可作为磨料的一部分，继续磨损堆焊层，加剧表面磨损情况，如图7a所示. 当保护气体中含CO2时，堆焊层的磨损量和磨损后表面状况明显优于纯氩气保护气氛下的结果，磨损量小，磨痕不明显，且磨损均匀，硬质物剥落现象显著降低，如表2和图7b、图7c所示. 这两种堆焊层中的高硬度碳化物弥散分布且大小较均匀，在磨损过程中不仅可以阻断磨料对磨损面的切削，同时也减弱了对其周围铁基的切割破坏，使得磨损面的韧性组织在塑性变形时，通过晶粒的位错增殖和位错割阶行为有效阻碍硬质相的滑移与剥落，增强对碳化物的粘结和支撑作用，从而与耐磨颗粒形成抗磨体系，堆焊层抗磨损能力相对较高[10].
表2 堆焊试样表面磨损量
Table 2 Wear mass loss of different samples
保护气体成分磨损失重量△m/mg纯氩气11．480%Ar+20%CO24．3CO2气体4．2
图7 堆焊试样摩擦磨损后的形貌
Fig.7 Worn microstructure of different samples
(1) 当采用纯氩气保护堆焊时，WC颗粒的溶解扩散层宽度约为3 μm，边缘以须状共晶组织为主；含CO2气体保护堆焊时，扩散层约为5 μm，共晶组织形态变为菊花状、鱼骨状或类团絮状.
(2) 纯氩气保护堆焊时，焊层显微硬度为790 HV±20 HV，熔合区硬度梯度最大，陡升明显；纯CO2气体保护时，焊层显微硬度为590 HV±15 HV，过渡梯度相对较低，界面结合较好，韧性较强.
(3) 保护气体为纯CO2时，WC/铁基堆焊层的表面晶粒尺寸均匀，硬质相弥散分布，焊层磨损均匀，剥落坑较少，磨损量为4.2 mg，较纯氩气保护时降低了63%倍，耐磨性相对较好.
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收稿日期： 2017-04-25
基金项目： 广东省国际科技合作项目(2014B050503007);广东省科技厅产学研结合项目(2016B090918072);广东省国际科技合作项目(2014B050503004);广东省产学研合作项目(2016B090918120);广州市产学研协同创新重大专项(201508030024);广东省科学院科研平台环境与能力建设专项(2016GDASPT-0205)
中图分类号： TG 455
文献标识码： A
doi:10.12073/j.hjxb.20170425003
作者简介： 袁晓波，女，1990年出生，硕士. 主要从事铁基复合堆焊材料耐磨性能研究. Email: xiaobo_yuan0720@163.com
通讯作者： 易江龙，男，高级工程师. Email: yijl@gwi.gd.cn
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