一种基于组织协同强化效应的自保护明弧堆焊药芯焊丝

摘要

本发明公开了一种基于组织协同强化效应的自保护明弧堆焊药芯焊丝，它采用H08A冷轧薄钢带为外层包皮，配以高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、超微细石墨、硅铁、硼铁、超微细铝粉等构成粉芯，该药芯焊丝自保护明弧堆焊合金组织主要包括：细片状马氏体和奥氏体双相组合基体、原位析出NbC颗粒以及沿晶断续网状或者树枝状分布的M

说明书

技术领域

本发明属于堆焊药芯焊丝技术领域，特别涉及一种基于组织协同强化效应的自保护明弧堆焊药芯焊丝。

背景技术

据不完全统计，因磨粒磨损而失效的零件约占各类磨损零件总数的50％，合金耐磨粒磨损性能取决于其硬质相属性、形态、尺寸和数量等因素，而韧性与基体数量有关。

耐磨合金的主要制备手段有：铸造、热喷涂、喷焊、电镀和堆焊等，其中堆焊方法以其熔敷效率高，应用工件制造和再制造耐磨层最多，并多采用药芯焊丝自保护明弧堆焊方法。自保护明弧药芯焊丝由金属外皮和粉芯两部分组成，其粉芯主要由各类金属粉末组成，堆焊时氧化熔渣量少，又称之为“无渣焊丝”，这使之无需清渣就可实施连续堆焊，具有熔敷效率高的突出优点，可对磨损工件实现在线修复，显著降低停工损失而受到厂家特别青睐。

就组织结构而言，耐磨合金可分为亚共晶、共晶和过共晶合金。亚共晶合金由胞状α-Fe或者γ-Fe基体，以及沿胞状晶界分布的网状或者树枝状的M₇C₃或α-Fe+M₃(C,B)或α-Fe+M₃(C,B)+M₇C₃或α-Fe+M₂₃(C,B)₆等变态共晶组成。亚共晶结构合金的主要缺点在于：胞状α-Fe或者γ-Fe基体偏软，致使磨粒尖端易于锲入，而沿晶网状或者树枝状硬质相不足以阻碍磨粒微切削磨损，导致其耐磨粒磨损性能偏低。共晶合金主要组织为共晶，性能过脆，一般不予用作耐磨材料。过共晶合金由初生M₇C₃、M₂₃(C,B)₆或M₂B为主耐磨相，以及环绕该相的变态共晶α-Fe+M₃(C,B)、α-Fe+M₃(C,B)+M₇C₃或α-Fe+M₂₃(C,B)₆相等组成。其中共晶，如(α-Fe+M₃(C,B))，往往以鱼骨状变态莱氏体L_d’出现而使之性脆。由于变态共晶在外加载荷的冲击作用下易于脆裂而形成剥落坑，磨粒易于锲入而加剧合金磨损。该类合金的耐磨性受到脆性共晶限制，提升空间受限。

不仅如此，为了增加合金韧性而改善其在冲击工况下的耐磨性，采用强碳化物形成元素Ti、Nb和V，使之原位析出TiC、NbC、VC等颗粒，起弥散强化和晶粒细化作用。由于析出的TiC、NbC、VC等相颗粒偏小，易随磨损切屑流失而丧失耐磨质点作用。此外，强碳化物形成元素Ti、Nb和V，与铬形成“竞碳”效应，使初生M₇C₃相的形成受到极大干扰。不仅如此，由于合金中析出的TiC、NbC、VC相与基体结合较差，受冲击易松动而脱离，对冲击载荷工况下合金耐磨粒磨损性能提升空间较为有限，但为之付出了过高的材料成本。

在冲击载荷工况下的耐磨零件，如S型混凝土输送管。该零件存在S型弯道，弯道上的凹凸部分直接受到混凝土的较大冲击载荷，极易过早磨穿，导致灌注混凝土工作被迫暂停，严重影响正常生产作业。该零件的磨损工况恶劣，要求内壁合金具备优良的耐磨性，并兼具较高的韧性，以适应冲击载荷磨损的工况要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种可克服现有技术缺陷的耐磨药芯焊丝，并使该药芯焊丝自保护明弧堆焊合金既有优良耐磨性，又具备较高韧性。

本发明的上述目的通过如下技术方案实现：该基于组织协同强化效应的自保护明弧堆焊药芯焊丝，它以H08A冷轧薄钢带为外层包皮，该包皮内配以粉末组分构成粉芯，自保护明弧堆焊形成一种有组织协同强化效应的细小晶粒合金，该合金组织包括细片状马氏体和奥氏体双相组合基体、原位析出NbC相以及沿晶断续网状分布的M₂₃(C,B)₆相；

所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：

30～35％的含铬量为68～72％、含碳量为8％的高碳铬铁/FeCr70C8.0；

25～30％的含铌量为60％的铌铁/FeNb60-A；

5～7％的含钼量为50％的钼铁/FeMo50-A；

3～5％的含碳量不低于98％的鳞片石墨/C；

2～4％的含碳量不低于99％的超微细石墨/C；

9～11％的含硼量为18％的硼铁/FeB18；

4～5％的含硅量为40～47％的硅铁/FeSi45；

1～3％的含锰量为78～85％、含碳量为1.5％的中碳锰铁/FeMn80C1.5；

0.5～1.0％的含铝量不低于99％的超微细铝粉/Al；

余量为含铁量不低于98％的还原铁粉/Fe；

所述药芯焊丝粉芯的填充率为44～46％。

进一步，该药芯焊丝粉芯中，所述高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、硼铁、硅铁、中碳锰铁、还原铁粉的细度为60目；所述超微细石墨和超微细铝粉的细度为300目。

进一步，该药芯焊丝堆焊电流控制值为410～430A，焊接速度为19～21mm/min。

本发明药芯焊丝自保护明弧堆焊合金基体为细片状马氏体和奥氏体相混合的基体，硬质相主要包含原位析出的碳化铌/NbC颗粒以及沿晶网状断续分布的六碳硼化二十三金属元素/M₂₃(C,B)₆相。堆焊工艺上，采用超微细铝粉先期脱氧、超微细石墨中期脱氧、硼铁和硅铁熔池联合脱氧的立体层次脱氧模式。以基体固溶适量铬、钼、锰和硅的方式，控制碳原子活度，细化合金晶粒，获得以细片状马氏体和奥氏体双相组合基体、原位析出碳化铌/NbC相以及沿晶网状断续分布的六碳硼化二十三金属元素/M₂₃(C,B)₆相的组织结构，这使之具有组织协同强化效应，该合金兼具优良耐磨性和较高韧性，可用于带冲击载荷的严重磨粒磨损工况零部件堆焊耐磨层，如S型混凝土输送管内壁耐磨层。

与现有技术相比，本发明具有以下创新点和有益效果：

(1)耐磨合金设计理念和针对点不同：本药芯焊丝堆焊合金的设计理念引入“组织协同强化”的设计理念，构建一个合金基体与硬质相协同强化的结构。设计理念上，首重构建磨粒尖端锲入的强力阻碍网；其次，针对耐磨合金的薄弱环节，如胞状软基体，采用原位析出硬质相与细片状马氏体等复合增强方案以及奥氏体增韧措施，构筑一个多相复合强韧化的结构体。实践效果上，该结构体平均显微硬度范围为1000HV_0.1以上。传统耐磨合金均是基体和耐磨主相单独作用，常出现基体先被磨损、脆性共晶剥落等而加剧磨损的情况。

(2)堆焊合金胞状基体强度及属性不同：采用固溶铬、钼、锰和硅等多元复合金化方式，使胞状基体晶粒显著细化，并获得细片状高强度马氏体和高韧性奥氏体双相协同强韧化的基体；同时，该胞状基体内析出一定数量NbC相，起颗粒增强作用，进一步增强胞状体的强度。该胞状体显微硬度可达1097～1150HV_0.1，与沿晶碳化物的显微硬度基本平齐，大幅提升磨粒尖端锲入胞状基体的阻碍作用而显著改善了其耐磨粒磨损性能。这与传统的胞状奥氏体或者铁素体基体强韧性失衡的属性完全不同。

(3)耐磨相NbC的支撑基体不同：支撑耐磨相NbC是细片状高强度马氏体和高韧性奥氏体协同强韧化的双相基体。由于细片状马氏体和奥氏体相互交错，使NbC颗粒嵌入牢固，难以松动或者剥离，确保NbC耐磨质点的作用充分发挥，这与仅有铁素体或者奥氏体支撑的NbC颗粒容易松动或者剥离的状况明显不同。

(4)沿晶碳化物种类及体积分数不同：传统亚共晶堆焊合金形成沿胞状基体分布网状或者树枝状的硬质相，本药芯焊丝堆焊合金采用相韧性比M₇C₃高得多的六碳硼化二十三金属元素/M₂₃(C,B)₆作为沿晶硬质相，该相呈网状断续分布，所占体积可达30～45％，高于传统亚共晶合金的10～20％沿晶网状M₇C₃的体积分数，且与30％以上(α-Fe+M₂₃(C,B)₆)沿晶共晶形态明显不同。

(5)宏观硬度不同：本药芯焊丝堆焊合金的宏观硬度64～65HRC，高于一般高铬堆焊合金60HRC左右的宏观硬度，磨损失重远低于市售高铬铸铁药芯焊丝堆焊合金，既具有高硬度，又呈现极为优良的耐磨性。

(6)耐磨性和磨损机制不同：与传统的高硬度堆焊合金的显微剥落或者有塑性变形的凿削磨损机制相比，该堆焊合金磨损表面仅残留少量的碾压痕和刮擦痕迹，无裂纹，具有极为优良的耐磨性，克服了传统亚共晶堆焊合金耐磨性一般以及过共晶合金耐磨性难以提升的缺点，其磨损主要为刮伤机制。

总之，该药芯焊丝耐磨合金组织结构上，相当于采用强韧性好的材料编织网格，网格内既有增韧相，又有增强相，相互交错和支撑。磨粒磨损时，各相协同作用，产生了组织协同强化效应。

本发明可应用于冲击载荷严重磨粒磨损工况下零部件的堆焊制造或者再制造用耐磨材料，如S型混凝土输送管内耐磨层。

下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。

附图说明

图1为一种基于组织协同强化效应的药芯焊丝自保护明弧堆焊合金表层的组织形态图。

图2为图1所示明弧堆焊合金表层的相组成图。

图3为药芯焊丝明弧堆焊亚共晶高铬合金表层的组织形态图。

图4为图3所示亚共晶高铬合金表层的相组成图。

图5为药芯焊丝明弧堆焊过共晶高铬合金表层的组织形态图。

图6为图5所示过共晶高铬合金表层的相组成图。

图7为图1所示明弧堆焊合金的磨损形貌图。

图8为图3所示亚共晶高铬合金的磨损形貌图。

图9为图5所示过共晶高铬合金的磨损形貌图。

具体实施方式

下面结合附图、实施例和对比例对本发明作进一步详细的描述。

本发明一种基于组织协同强化效应的自保护明弧堆焊药芯焊丝，是这样实现的：所述药芯焊丝直径Φ3.2mm，由药芯和金属外表两部分构成，其中药芯由各种类型粉末材料组成，包括高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、超微细石墨、硼铁、硅铁、中碳锰铁、超微细铝粉、还原铁粉；金属外表采用规格16mm×0.36mm的H08A冷轧薄钢带。在药芯焊丝成型之前，先将超微细铝粉和超微细石墨过300目筛，其余合金组分过60目筛，然后将所有粉末组分混合，在混料机中混合30分钟，混料在药芯焊丝成型机上压制成型为Φ4.6mm的粗丝，然后以每次减径0.2mm，逐步拉拔减径至Φ3.2mm备用。

将Φ3.2mm的药芯焊丝用MZ-1000焊机在Q235A钢板上自保护明弧堆焊，堆焊电流控制值为410～430A，焊接速度为19～21mm/min。形成第一层焊缝。待焊缝空冷至100～150℃左右，自保护明弧堆焊第二层，焊后空冷；同上，堆焊熔敷第三层焊缝。

药芯焊丝内加入0.5～1.0％超微细铝粉用于先期脱氧，降低熔滴爆破产生的飞溅。其次，添加2～4％超微细石墨，使之在熔滴过渡阶段，部分浮在熔滴表面，氧化形成自生保护气体，促进熔滴过渡；同时，多余部分超微细石墨会浮在熔池上面，进一步增强对堆焊熔池的自保护和自脱氧作用。接着，采用9～11％的硼铁和4～5％的硅铁降低药芯组分整体熔化温度，为超微细石墨浮在熔滴和熔池表面创造条件，过渡到熔池的硼和硅组分起联合脱氧作用，所形成的氧化硼、氧化硅与其他金属氧化物复合为硼硅酸盐，而熔池表面漂浮的多余超微细石墨继续氧化形成气体，强化对熔池的搅拌作用，促使硼硅酸盐尽快从熔池浮出，并以微量熔渣形式去除。

基于此，结合附图，申请人提出该药芯焊丝堆焊合金组织协同强化效应的形成机制：首先，加入适量不同类型的碳组分，如高碳铬铁、中碳锰铁中的固溶碳以及石墨组分所含碳，增强合金的奥氏体化能力。其次，利用强碳化物形成元素铌，在胞状基体原位析出NbC相，强化胞状基体；并使胞状γ-Fe基体部分区域贫碳而相变，适量固溶铬和钼增强该微区合金的淬透性，促使其相变为细片状马氏体，剩余组织因具有较高的固溶碳和锰量，其马氏体相变点M_S低而保留为奥氏体，但形态随细片状马氏体相变而主要呈现片状；因而，形成奥氏体、细片状马氏体和原位析出NbC组合强韧化的胞状体。由于细片状马氏体和奥氏体相互交错，使得NbC硬质相颗粒受到强有力的基体支撑。最后，利用铌和钼等控制碳原子的迁移特性，使之活度降低，从而在合金总碳量高的条件下在胞状基体晶界形成了M₂₃(C,B)₆相，合金多余的碳和硼原子参与形成韧性较高的M₂₃(C,B)₆相而不是M₇(C,B)₃相，这使得构成耐磨网格的材料是由韧性较高的M₂₃(C,B)₆相编织，而该耐磨网格内有具有一定数量的韧性γ-Fe基体，因而耐磨网格具有良好的强韧性，可以承受较高的外加载荷而不发生沿晶断裂。

至此，该药芯焊丝堆焊合金基于协同强化效应而显著提升耐磨性的作用机制为：通过超微细铝粉和超微细石墨的自脱氧和自生保护气体作用，以及适量硼铁和硅铁促进熔池后期自脱氧，构成了立体层次自脱氧保护机制；利用铌、钼和铬对碳的亲和力而改变碳原子活度，使合金多余的碳和硼原子在胞状晶界形成韧性较高的M₂₃(C,B)₆相而不是M₇(C,B)₃相，从而构筑一个韧性较高材料编织的耐磨骨架网格。网格内细片状马氏体和奥氏体相互交错，使得NbC硬质相颗粒受到强有力的基体支撑，合金内形成一个组织协同强化的结构体，如附图1和附图2所示，当其受到外来磨粒磨损切削作用，组织可协同作用，附图7所示表面仅有微小的均匀磨损痕迹，避免了因单相先磨成坑而加剧磨损情况的出现。

实施例1

结合附图，制作时按药芯焊丝粉芯的组成配比要求，称取高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、超微细石墨、硼铁、硅铁、中碳锰铁、超微细铝粉、还原铁粉等，超微细石墨和超微细铝粉过300目筛，其他粉末全部过60目筛。药芯焊丝在YHZ-1药芯焊丝成型机制备成型。该药芯焊丝外层包皮为H08A冷轧钢带(宽度16mm×厚度0.36mm，以下同)，包皮内配以铁合金、石墨和铝粉等构成粉芯，所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：高碳铬铁30％、铌铁25％、钼铁7％、鳞片石墨3％、超微细石墨3％、硼铁9％、硅铁5％、中碳锰铁2％、超微细铝粉1.0％、还原铁粉15％，所述粉芯填充率为45％。

粉芯各组分放入混料机混合30分钟，然后将混料在药芯焊丝成型机上轧制为Φ4.6mm药芯焊丝，以每次减径0.2mm，依次拉拔减径至Φ3.2mm备用。

在120mm×80mm×16mm的试板(Q235A钢)上，将药芯焊丝用焊机MZ-1000自保护明弧堆焊，堆焊电流410～430A，其它工艺参数如表1所示，同上堆焊形成第二层和第三层焊缝。焊后焊缝无裂纹和气孔等缺陷，仅有微量残渣。将堆焊试样线切割加工制备为57mm×25.5mm×6mm耐磨性试样，试验后，用HR-150洛氏硬度计测试其磨损表面宏观硬度。

耐磨性试验采用MLS-225B型湿砂橡胶轮式磨损试验机，试验条件如下：橡胶轮直径178mm、硬度为60邵尔，所加砝码重2.5千克，橡胶轮转速240转/分钟，砂浆比例为过60目筛的1500克石英砂配1000克自来水。试样先预磨1000转，冲洗干净，吹干，称初重M₀，然后正式试验1000转后清洗吹干，称重M₁，试样磨损绝对失重量ΔM＝M₀-M₁。以对比例1所示亚共晶高铬合金试样为标准试样1#，相对磨损系数ε＝标准试样绝对失重量/试样绝对失重量，试验结果见表2。

表1药芯焊丝自保护明弧堆焊工艺参数

实施例2

结合附图，制作时按药芯焊丝粉芯的组成配比要求，称取高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、超微细石墨、硼铁、硅铁、中碳锰铁、超微细铝粉、还原铁粉等，超微细石墨和超微细铝粉过300目筛，其他粉末全部过60目筛。药芯焊丝在YHZ-1药芯焊丝成型机制备成型。该药芯焊丝外层包皮为H08A冷轧钢带，包皮内配以铁合金、石墨和铝粉等构成粉芯，所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：高碳铬铁32％、铌铁28％、钼铁6％、鳞片石墨4％、超微细石墨4％、硼铁11％、硅铁5％、中碳锰铁1％、超微细铝粉1.0％、还原铁粉8％，所述粉芯填充率为44％。

粉芯的各组分放入混料机混合30分钟，然后将混料在药芯焊丝成型机上轧制为Φ4.6mm药芯焊丝，以每次减径0.2mm，依次拉拔减径至Φ3.2mm备用。

实施例3

结合附图，制作时按药芯焊丝粉芯的组成配比要求，称取高碳铬铁、铌铁、钼铁、鳞片石墨、超微细石墨、硼铁、硅铁、中碳锰铁、超微细铝粉、还原铁粉等，超微细石墨和超微细铝粉过300目筛，其他粉末全部过60目筛。药芯焊丝在某有限公司制造的YHZ-1药芯焊丝成型机制备成型。该药芯焊丝外层包皮为H08A冷轧钢带，包皮内配以铁合金、石墨和铝粉等构成粉芯，所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：高碳铬铁35％、铌铁30％、钼铁6％、鳞片石墨5％、超微细石墨2％、硼铁10％、硅铁4％、中碳锰铁2％、超微细铝粉0.5％、还原铁粉5.5％，所述粉芯填充率为44％。

粉芯各组分放入混料机混合30分钟，然后将混料在药芯焊丝成型机上轧制为Φ4.6nn药芯焊丝，以每次减径0.2mm，依次拉拔减径至Φ3.2mm备用。

对比例1

采用自制的亚共晶高铬合金药芯焊丝(Φ3.2mm)在120mm×80mm×16mm的试板(Q235A钢)上，用焊机MZ-1000自保护明弧堆焊三层，堆焊电流450A，其它工艺参数如表1所示。焊后焊缝残留有少量熔渣，无裂纹和气孔等缺陷。

耐磨性试样制备、耐磨性试验和表面硬度测试内容同实施例1。

对比例2

采用自制的过共晶高铬合金药芯焊丝(Φ3.2mm)在120mm×80mm×16mm的试板(Q235A钢)上，用焊机MZ-1000自保护明弧堆焊三层，堆焊电流450A，其它工艺参数如表1所示。堆焊表面有少量熔渣，无宏观裂纹和气孔等缺陷。

耐磨性试样制备、耐磨性试验和表面硬度测试内容同实施例1。

从表2可以看出，本发明的一种基于组织协同强化效应的堆焊药芯焊丝自保护明弧堆焊合金的相对磨损系数ε是自制亚共晶高铬药芯焊丝堆焊合金的15.21～16.96倍，并且是自制过共晶高铬药芯焊丝堆焊合金的3.12～3.48倍。

对比图1和图3、图5以及通过图2和图4、图6可知，一种基于组织协同强化效应的药芯焊丝，该药芯焊丝自保护明弧堆焊合金的组织主要包括：基体由细片状马氏体和奥氏体组合而成，硬质相包含原位析出的碳化铌/NbC颗粒以及沿晶网状断续分布的六碳硼化二十三金属元素/M₂₃(C,B)₆相，这使得基体和硬质相在抵抗磨粒锲入和切削磨损时，可协同作用，解决了传统亚共晶合金基体和耐磨相单独作用而使耐磨性不强的缺点，也避免了过共晶合金因含有一定数量的脆性莱氏体共晶而先形成剥落坑、加大磨损的缺点。

表2实施例和对比例堆焊合金的耐磨粒磨损性能

对比图7和图8、图9所示堆焊合金的磨损形貌可知，在同样磨损条件下，自制的亚共晶高铬合金表面沟槽多，因共晶多而形成显微裂纹，进而出现剥落坑；自制的过共晶高铬合金出现局部区域脆裂而形成剥落带。本发明的一种基于组织协同强化效应的药芯焊丝自保护明弧堆焊合金磨损表面划痕浅，表面虽有两道强力碾压形成的浅沟槽，但未见显微裂纹，硬质相和基体组织磨损情况几乎相同，整体均匀微量磨损，未出现局部微区优先磨损而加剧整体磨损状况。结合表2所示磨损失重结果，均清晰表明本发明的一种基于组织协同强化效应的药芯焊丝自保护明弧堆焊合金具有特别优异的耐磨性。