CN106956094A

CN106956094A - 一种硬面堆焊合金材料

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Publication number: CN106956094A
Application number: CN201710396876.6A
Authority: CN
Inventors: 陈翠欣; 赵向东; 薛海涛; 刘宝玺
Original assignee: Hebei University of Technology
Current assignee: Hebei University of Technology
Priority date: 2017-05-31
Filing date: 2017-05-31
Publication date: 2017-07-18
Anticipated expiration: 2037-05-31
Also published as: CN106956094B

Abstract

本发明涉及一种硬面堆焊合金材料，其特征在于该合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.5Wt％，Ni：0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.5Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。该堆焊合金材料中添加有适量的Ni、Nb元素，在焊接使用时能获得以更为细小的MC型碳化物作为主要硬质相的硬面层，同时有效降低了较为粗大的M₂₃C₆的生成量，并以强韧性的马氏体基体作为硬质相MC碳化物的支承，最终得到由强韧的马氏体基体和弥散分布的细小MC型碳化物为主要硬质相所组成的硬面层，在提高硬面层硬度的前提下，保证了其良好的抗裂性及耐磨性，有效改善硬面层的强韧匹配。

Description

一种硬面堆焊合金材料

技术领域

本发明涉及一种硬面堆焊合金材料。使用该堆焊合金材料进行焊接时能形成以MC型碳化物为主要硬质相的硬面层，用于堆焊制造硬面层使得基体表面获得高硬度、高耐磨性以及优良的耐腐蚀性和耐高温性，该堆焊合金材料可应用于工件表面修复及实芯、药芯焊丝的开发中。

背景技术

就目前国内外高硬度堆焊材料的研究状况来看，高硬度、耐磨性合金多为高铬铸铁型合金系，由于其硬面层含有大量的共晶碳化物M₇C₃、M₂₃C₆从而能够得到很高的硬度。但其韧性很差容易产生剥落，而且脆性也很大极易产生裂纹，其硬面层的综合性能有待提高。

相较高铬铸铁型合金体系，铁基堆焊合金体系种类多，价格相对低廉并且可以实现强度、硬度、韧性、耐磨性的良好匹配，焊接性相比高铬铸铁型合金系也较好，具有优良的综合性能。目前，相关的科研学者对铁基堆焊合金进行了比较多的研究。硬面层硬度、耐磨等性能主要取决于显微组织和第二相质点的尺寸与分布情况。

专利号为ZL200810304930.0的中国专利公开了一种用于堆焊修复冷轧支承辊的铁基堆焊材料。堆焊得到的硬面层硬度达到46HRC～50HRC，但所能达到的硬度仍然不够高。由于合金中Cr、C的含量较高，硬面层中以生成复杂点阵结构的M₇C₃型碳化物作为硬质相，且呈条状形态分布，相较点状弥散分布的MC型碳化物，其硬面层的硬度及韧性仍有待提高。

专利号为ZL201210393554.3的中国专利公开了一种含Mo、Cr元素陶瓷相的耐磨堆焊合金，用于提高堆焊合金的高温硬度及抗粘着磨损，大大降低了制造成本，但同样该合金的Cr、C的含量较高，以M₇C₃为主要硬质相，仍然不如相对细小的MC型碳化物的性能优良。

专利号为ZL200780013313.9的中国专利公开了一种用于改良抗裂性的硬面堆焊合金。通过控制基质晶粒尺寸并平衡钛和/或铌与碳和/或硼的含量，细化了铬碳化物硬质相并有效地降低了硬面层中铬碳化物的尺寸，进而提高了硬面层的抗裂性、耐磨性以及硬度，其硬度达到55HRC～63HRC。但设计的合金粉末仍然是以铬的碳化物为主要硬质相。并且添加贵重金属元素的含量较多，进而增加了成本，不够经济。

发明内容

针对现有的硬面堆焊合金存在的不足，本发明拟解决的技术问题是，提供一种硬面堆焊合金材料。该堆焊合金材料中添加有适量的Ni、Nb元素，在焊接使用时能获得以更为细小的MC型碳化物作为主要硬质相的硬面层，同时有效降低了较为粗大的M₂₃C₆的生成量，并以强韧性的马氏体基体作为硬质相MC碳化物的支承，最终得到由强韧的马氏体基体和弥散分布的细小MC型碳化物为主要硬质相所组成的硬面层，在提高硬面层硬度的前提下，保证了其良好的抗裂性及耐磨性，有效改善硬面层的强韧匹配。

本发明解决所述技术问题采用的技术方案：提供一种硬面堆焊合金材料，该合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.5Wt％，Ni：0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.5Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。

上述合金材料的原料为：中碳锰铁、高碳铬铁、硅铁、钼铁、钒铁、钨铁、钛铁、高碳锰铁、还原铁粉、纯铌粉及镍粉。

上述合金材料的焊接方法，该方法利用钨极氩弧热源将合金材料熔敷在钢板的表面，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为6-8L.min^-1，焊接电流为120-140A，焊接电压为16-20V，焊接速度为50-60mm.min^-1。

一种药芯焊丝，该焊丝由上述的合金材料的原料均匀混合后装入H08管丝包皮钢带上而制成，焊丝的填充率为15-20％，药芯焊丝的直径为Ф1.0-1.4。

上述焊丝的焊接方法，该方法利用冷金属过渡技术将该焊丝堆焊到待焊接母材上，控制送丝速度为4.5-5m/min，焊接速度为5-7mm/s，焊枪角度为65-90°。

上述焊丝的焊接方法，该方法利用熔化极惰性气体保护焊将该焊丝堆焊到42CrMo钢板上，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为14-16L.min^-1，焊接电流为130-150A，焊接电压为16-20V，焊接速度为30-50mm.min^-1。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

本发明合金材料在保证强度、硬度的前提下尽量降低含碳量，用以提高硬面层的焊接性及抗冲击性能，与碳含量相匹配，添加强化合金元素，控制组织为低碳马氏体+大量弥散分布的MC型碳化物，实现硬面层在高硬度和耐磨性的同时保持良好的韧性，并利用硅和锰元素进行共同脱氧、脱硫，防止氧、硫等元素对硬面层性能的影响；即通过添加适量的Ni、Nb来获得弥散分布的MC型碳化物及韧性较好的板条马氏体基体，进而在提高硬度的同时又能提高韧性。而现有的堆焊合金大多是以得到铬、钨的碳化物作为硬面层中的主要硬质相，虽然能提高硬面层的硬度及耐磨性，但由于铬、钨的碳化物的尺寸较大且分布不均匀，导致硬面层的韧性较差且脆性较大，容易剥落，极易产生裂纹，极大地影响了硬面层的综合性能。

铁基堆焊合金层显微组织中马氏体的硬度最高，可以有效的提高材料表面的硬度，且板条马氏体具有分布不均匀的高密度位错，使其有低密度区存在，给位错的运动提供了比较充足的空间，因此韧性很好，具有高的强韧性。相较复杂点阵结构的M₃C(HV840-HV1340)、M₂₃C₆(HV1300-HV1400)、M₇C₃(HV1300-HV1800)型碳化物，简单点阵结构的MC型碳化物具有高硬度(HV2000-HV3000)，在磨损过程中可以起到耐磨质点以及耐磨骨架的作用，可以大大的提高了材料的耐磨性；同时MC型碳化物易呈团块状、球状、短杆状分布，较为圆润且尺寸细小，对基体的割裂性小，进而韧性较好。

本发明合金材料中添加少量的Ni、Nb元素，同时减少碳的含量，在焊接使用时能得到在强韧性的马氏体基体保护下的MC型碳化物硬质相，能够使硬面层兼具良好的耐磨质点和耐磨框架，进而得到综合性能优良的硬面层；同时本发明合金材料中所添加的贵金属的含量均较少，能显著降低成本，减少污染。

附图说明

图1：使用实施例3的合金材料进行堆焊后得到的硬面层金相照片图。

图2：使用实施例3的合金材料进行堆焊后得到的硬面层扫描金相图片。

图3：使用实施例3的合金材料进行堆焊后得到的硬面层进行耐磨试验得到的耐磨形貌图。

图4：使用实施例2-5的合金材料进行堆焊后分别得到的硬面层的X射线衍射图谱。

图5：使用实施例3的合金材料进行堆焊后得到的硬面层进行耐磨试验得到的耐磨系数随时间变化曲线。

具体实施方式

下面结合实施例及附图进一步解释本发明，但并不以此作为对本申请权利要求保护范围的限定。

本发明硬面堆焊合金材料(简称合金材料)的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.5Wt％，Ni：0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.5Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。

优选合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.0Wt％，Ni：1.0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.4Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。

上述合金材料的原料为：中碳锰铁、高碳铬铁、硅铁、钼铁、钒粉、钨铁、钛铁、高碳锰铁、还原铁粉、纯铌粉及镍粉。

本发明合金材料能够用于工件表面修复后或制成实芯焊丝、药芯焊丝。

本发明一种药芯焊丝，该焊丝由上述的合金材料的原料均匀混合后装入H08管丝包皮钢带上而制成，焊丝的填充率为15-20％，药芯焊丝的直径为Ф1.0-1.4。

本发明使用上述焊丝的焊接方法，该方法利用冷金属过渡技术将该焊丝堆焊到待焊接母材上，控制送丝速度为4.5-5m/min，焊接速度为5-7mm/s，焊枪角度为65-90°。

本发明使用上述焊丝的焊接方法，该方法利用熔化极惰性气体保护焊将该焊丝堆焊到待焊接母材上，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为14-16L.min^-1，焊接电流为130-150A，焊接电压为16-20V，焊接速度为30-50mm.min^-1。

本发明使用上述合金材料的焊接方法，该方法利用钨极氩弧热源将合金材料熔敷在钢板的表面，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为6-8L.min^-1，焊接电流为120-140A，焊接电压为16-20V，焊接速度为50-60mm.min^-1。

本发明合金材料中各元素所起的作用如下：

碳：重要的强化元素，可以与Nb、V、W、Mo、Cr等合金元素形成碳化物的硬质相。本发明设计的合金材料中含碳量仅为0.3～0.5Wt％，更低的碳含量在提高合金粉末焊接性的同时，还能与铌、钒、钛等强碳化物发生元素反应，生成MC型碳化物，通过细化组织、改善碳化物的分布形态来有效的提高硬面层的韧性。

铬：中强碳化物形成元素，可以与碳以不同比例形成Cr₂₃C₆、Cr₇C₃、Cr₃C₂等类型的碳化物。本发明设计的合金材料中铬的含量仅为3.0～4.0Wt％，较低含量的铬可以提高钢的淬透性、耐热性同时也可提高硬面层的强度、硬度以及耐磨性。

硅：缩小奥氏体相区的元素，具有很强的固溶强化作用，且有脱氧功能，并且可以改善熔池的流动性，在回火热处理的时候，硅对析出碳化物的形态、数量、尺寸都有影响，使回火稳定性提高。本发明合金材料中添加少量的硅，其含量为0.2～0.5Wt％，可以降低马氏体转变的起始温度Ms点，会增加熔敷层中残余奥氏体的含量，并且会提高残余奥氏体的稳定性。

锰：扩大和稳定奥氏体相区的元素，通过降低Ms点，提高了熔敷层的淬透性，从而可以获得马氏体组织。本发明合金材料中控制添加的锰的含量为1.0～1.5Wt％，在焊接时，少量的Mn即可以用来脱硫，形成MnS，降低热裂倾向，使焊缝的抗热裂纹性能提高。

钼：显著提高熔敷层的淬透性，且有固溶强化的作用，可以防止回火脆性，改善熔敷层的冲击韧性，并且是熔敷层回火发生二次硬化的重要决定元素，熔敷层的耐磨性和硬度会随着Mo含量的增加而增加，还具有改善碳化物形态的作用，可以加强碳化物在晶界上的弥散分布。本发明合金材料中选择添加含量为1.5～2.0Wt％的钼，含量较少，当Mo含量≥3％时，二次硬化峰值过高，过高的钼会损坏硬面层的塑性和韧性。

钨：强碳化物形成元素，可以与碳形成碳化钨，可以显著提高熔敷层的耐磨性，还可以提高回火稳定性。

钒：强碳化物形成元素，碳化钒的硬度约为2094HV，钒元素具有细化晶粒的作用，可以提高材料的韧性、强度。

钛：能够提高熔敷层的硬度、耐磨性，且还可以保证熔敷层高温稳定性。碳化钛的硬度约为3200HV。因为钛与碳结合的碳化物熔点高，可以细化凝固组织，有效改善熔敷层韧性。

铌：强碳化物形成元素，碳化铌的硬度约为2055HV，碳化铌的热稳定性好，不易分解，不易氧化，能够阻碍奥氏体晶粒的长大，具有细化晶粒的作用，可以提高熔敷层的强度、硬度、耐磨性。本发明合金材料中控制铌的添加量为1.0～2.5Wt％，该范围中的铌含量能控制MC型碳化物的含量及分布，减少尺寸粗大的M₂₃C₆型碳化物的生成。过多的铌会消耗较多的碳，使组织淬硬倾向下降，从而降低硬面层的强度、硬度以及耐磨性；另外，过多的铌也将促进脆性Laves相的生成。

镍：扩大奥氏体相区的元素，可缩小铁素体相区，不会形成碳化物，同时提高奥氏体的稳定性，提高熔敷层的淬透性、塑性、韧性、抗疲劳性。且镍含量的增加会提高残余奥氏体的生成量，残余奥氏体可以有利于提高熔敷层的强韧性。本发明合金材料中添加适量的镍，其含量为0～2.0Wt％，与一定量的C、Nb等元素匹配，能显著提高硬面层的韧性，实现硬面层良好的强韧性。

实施例1

本实施例硬面堆焊合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0Wt％，Ni：1.0Wt％，C：0.5Wt％，Si：0.5Wt％，Mn：1.5Wt％，Cr：3.0Wt％，Mo：2.0Wt％，W+V+Ti：2.5Wt％(W:1.0Wt％，V:1.0Wt％，Ti:0.5Wt％)，余量为Fe。

本实施例的合金材料所用原料组成(按质量百分比计)为：中碳锰铁0.8％，高碳铬铁4.4％，硅铁0.4％，钼铁3.2％，钒铁1.0％，钨铁2.0％，钛铁0.2％，高碳锰铁1.0％，还原铁粉85％，铌粉1.0％，镍粉1.0％。其中镍粉、铌粉的纯度为≥0.99，其他的原料是依据市面标准使用的。

利用本实施例合金材料对基材42CrMo钢(化学成分见下表1)采用TIG熔覆进行表面堆焊，检测堆焊后硬面层效果，主要考察硬面层的组织、硬度以及耐磨性。

表1 42CrMo钢化学成分

本实施例用钨极氩弧热源(TIG)将合金材料熔敷在钢板的表面，焊机为唐山松下手工钨极氩弧焊机(产品型号为：YC-500WX)。具体优选焊接工艺参数见表2。

表2 TIG焊接工艺参数

实施例2-6

实施例2-6的合金材料的元素组成及焊接方法与实施例1相同，不同之处在于改变镍和铌元素的含量。

对比例1

对比例合金材料的原料种类同实施例1，不同之处在于，对比例1的合金材料中无镍元素，铌元素含量为4.0％。

实施例1-6及对比例1的相关元素含量见表3。

表3 实施例1-6及对比例1所述合金材料的成分(wt.％)

将实施例2-6及对比例1的合金材料按照实施例1的焊接方式对基材42CrMo钢进行表面堆焊，使用实施例1-6及对比例1的合金材料在平衡条件下进行生成相模拟，所获得的硬面层生成物如表4所示。

表4 在平衡条件下进行生成相模拟得到的硬面层的生成物

从表4中可知，在平衡条件下，实施例1-6的合金材料获得的硬面层含有1.8-3.5％的MC型碳化物，该MC型碳化物为NbC，且没有Laves相生成，有效的降低了M₂₃C₆型碳化物的生成量，同时促进Mo₂C碳化物的生成。从该模拟结果中可以看出本申请的合金材料在堆焊时能获得MC型碳化物同时能有效的降低了M₂₃C₆的生成。Mo₂C具有很高的硬度以及良好的热稳定性和机械稳定性，也有利于提高硬面层的硬度和耐磨性。再结合实际堆焊熔覆层的X射线衍射图谱(见附图4)可以看出，非平衡条件下熔敷层的主要物相有(Nb、Ti)C、α-Fe和残余奥氏体(γ-Fe)。由于铌是强碳化物形成元素，会与基体中的碳结合生成铌的碳化物，随着铌含量的增加，会有大量的碳化铌生成，因此，碳化物的衍射峰逐渐增强。随着铌含量的增加马氏体(α-Fe)也有逐渐增强的趋势。图1为使用实施例3的合金材料进行堆焊后得到的硬面层的金相组织，从图1中可以看出，出现了高密度的位错，且位错分布不均匀，获得的硬面层为板条马氏体组织，在板条马氏体基体上有呈弥散点状分布的以MC型碳化物为主的硬质相，碳化物的分散能进一步提高硬面层的硬度、耐磨性。从对比例1中可以看出Nb含量在4.0wt％的时候，会生成更多的MC型碳化物，但同时会产生较多的LAVES相，由于LAVES相的变形能力差，脆性严重，会对硬面层的硬度及耐磨性产生不良影响。

从上述分析可知，使用实施例1-6的合金材料进行堆焊，均能得到以MC型碳化物为主要硬质相且以马氏体基体为支撑的硬面层。

下面对以实施例1-6及对比例1的合金材料进行堆焊后，所获得的硬面层进行硬度测量以及耐磨性实验，表5是硬面层的硬度测量数据，表6为耐磨性实验数据。进行硬度测量时使用的是HR-150型洛氏硬度计，选用M-200型磨损试验机进行耐磨性实验。

表5 实施例1-6及对比例1的合金材料进行堆焊后获得硬面层的硬度

表6 实施例1-6及对比例1的合金材料进行堆焊后获得硬面层的摩擦系数

从表5获得的实验数据可以看出，使用本发明合金材料进行堆焊，得到的硬面层硬度达到了50.4HRC～55.3HRC，而使用对比例1的合金材料进行堆焊，得到硬面层硬度仅为35.5HRC。这主要是因为添加了适量的Ni、Nb元素，由于Nb的添加使得硬面层生成NbC硬质相，显著提高硬面层的硬度。对比实施例5和对比例1的数据可以看出，添加过多的Nb反而会显著降低硬面层的硬度。

图2为实施例3的硬面层扫描形貌图，从图2中可以看出晶粒的细化较明显，由于晶粒比较细小，增强了晶界强化作用，位错滑移的阻力就比较大，而且在晶界的碳化物比较细小，在晶内弥散分布了大量点状碳化物，因此产生了较高的硬度。

从表6获得的硬面层的摩擦系数中可以看出，实施例1-6获得的硬面层的摩擦系数在0.614～0.7116之间，而对比例1的摩擦系数相比实施例1-6较大，这是因为较多量的NbC生成会消耗基体中的碳，使基体的强度降低，NbC得不到基体的有效支撑和保护，会发生剥落现象，形成磨粒，加大了熔敷层的磨损量，降低了硬面层的耐磨性。

对比实施例5和对比例1的硬度和摩擦系数数据可知，当Nb含量过多时会生成更多的MC型碳化物，而硬面层的硬度及耐磨性均有降低，这是因为随着铌含量的增加，NbC生成量逐渐增加，但是NbC如果太多会连接成网状，影响熔敷层的性能，并且如果铌含量过高，生成大量NbC会降低基体的含碳量，使基体贫碳，导致基体的硬度降低；同时Laves相会随着铌含量的增加而增加，适量的Laves相会提高熔敷层的耐磨性，但是如果生成的Laves相过多会造成熔敷层性能的降低。

对比实施例5和实施例6的硬度和摩擦系数数据可知，Ni元素虽然在熔敷层中不与碳元素形成碳化物，但是镍可以对贝氏体相变起到有效的抑制，进而对马氏体的形成有很好的促进作用，可以为硬质相提供强韧性的板条马氏体基体，因此加入镍能进一步提高硬面层的耐磨性，也有助于硬面层硬度的提高。

图3为实施例3进行耐磨性实验后所拍摄的硬面层形貌图，从图3中可以看出，磨损主要是受到两种磨损机制的作用，第一种是磨粒磨损，图中可以看出受到磨粒磨损而产生的犁沟的痕迹，犁沟的数量及深浅宽度是判断耐磨性好坏的重要依据；第二种是粘着磨损，图中看出有成片的粘着在磨损面的聚集成堆的磨屑，这是由于多次塑性变形微观切削而产生的。磨粒磨损和粘着磨损在熔敷层的摩擦磨损过程中是同时的。从图中边上的磨粒堆积可以看出磨损较少，这是由于在磨损过程中，碳化物硬质相起到非常重要的作用，对提高硬面层的耐磨性能影响很大，硬面层在磨损过程中由于板条马氏体基体相对较软，会较容易被硬质颗粒切削掉，而碳化物由于硬度很高，不容易被切掉，会起到耐磨质点和耐磨框架的作用。

图5为实施例3的合金材料堆焊后的硬面层耐磨系数随时间的变化曲线，从图5中也可以看出硬面层的摩擦系数曲线相对比较平稳，且摩擦系数在0.6-0.68左右，没有出现很大幅度的变化，这说明得到的硬面层耐磨的性能比较稳定，硬质相的分布比较均匀，所设计的合金材料能显著提高了硬面层的耐磨性。

实施例7

本实施例硬面堆焊合金材料的各元素的质量百分比组成为：Nb：2.0Wt％，Ni：1.5Wt％，C：0.4Wt％，Si：0.3Wt％，Mn：1.2Wt％，Cr：3.5Wt％，Mo：1.8Wt％，W+V+Ti：2.2Wt％，余量为Fe。

实施例8

本实施例硬面堆焊合金材料的各元素的质量百分比组成为：Nb：1.2Wt％，Ni：0.5Wt％，C：0.3Wt％，Si：0.2Wt％，Mn：1.0Wt％，Cr：3.5Wt％，Mo：2.0Wt％，W+V+Ti：2.0Wt％，余量为Fe。

经实验测试可知，使用实施例7-8的合金材料进行堆焊也均能显著提高硬面层硬度，同时改善硬面层的耐磨性、抗裂性。

实施例9

本实施例将实施例3的合金材料均匀混合装入H08管丝包皮钢带上制成药芯焊丝，其中填充率为18％，药芯焊丝的的直径为Ф1.2。利用MIG(熔化极惰性气体保护焊)将该焊丝堆焊到42CrMo钢板上，其焊接工艺如下表7。

表7 MIG焊接工艺参数

使用该工艺进行堆焊所得到的硬面层的硬度为54HRC，摩擦系数为0.6215。与实施例3接近，硬度、韧性及耐磨性均能够满足需求。

实施例10

本实施例将实施例3的合金材料均匀混合装入H08管丝包皮钢带上制成药芯焊丝，其中填充率为18％，药芯焊丝的的直径为Ф1.2。利用CMT(Cold Metal Transfer)冷金属过渡技术将该焊丝堆焊到42CrMo钢板上，其焊接工艺如下表8。

表8 CMT焊接工艺参数

使用该工艺进行堆焊所得到的硬面层的硬度为55.1HRC，摩擦系数为0.6115。与实施例3接近，硬度、韧性及耐磨性均能够满足需求。

通过以上实施例1～6和实施例9、10不同焊接方法的对比，说明本发明设计的合金材料可以适用于多种焊接方法，有非常好的实用前景。

本发明未述及之处适用于现有技术。

需要理解到的是：上述设计说明是对本发明的限制，在本发明构思范围内，所进行的原材料替换、微改等，也应在本发明权利要求的保护范围内。

Claims

1.一种硬面堆焊合金材料，其特征在于该合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.5Wt％，Ni：0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.5Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。

2.根据权利要求1所述的硬面堆焊合金材料，其特征在于该合金材料的组成元素质量百分比为：Nb：1.0～2.0Wt％，Ni：1.0～2.0Wt％，C：0.3～0.5Wt％，Si：0.2～0.4Wt％，Mn：1.0～1.5Wt％，Cr：3.0～4.0Wt％，Mo：1.5～2.0Wt％，W+V+Ti：2.0～2.5Wt％，余量为Fe。

3.根据权利要求1或2所述的硬面堆焊合金材料，其特征在于该合金材料的原料为：中碳锰铁、高碳铬铁、硅铁、钼铁、钒粉、钨铁、钛铁、高碳锰铁、还原铁粉、纯铌粉及镍粉。

4.一种使用权利要求1或2所述合金材料的焊接方法，该方法利用钨极氩弧热源将合金材料熔敷在钢板的表面，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为6-8L.min^-1，焊接电流为120-140A，焊接电压为16-20V，焊接速度为50-60mm.min^-1。

5.一种药芯焊丝，其特征在于该焊丝由权利要求1-3任一所述的合金材料的原料均匀混合后装入H08管丝包皮钢带上而制成，焊丝的填充率为15-20％，药芯焊丝的直径为Ф1.0-1.4。

6.一种使用权利要求5所述焊丝的焊接方法，该方法利用冷金属过渡技术将该焊丝堆焊到待焊接母材上，控制送丝速度为4.5-5m/min，焊接速度为5-7mm/s，焊枪角度为65-90°。

7.一种使用权利要求5所述焊丝的焊接方法，该方法利用熔化极惰性气体保护焊将该焊丝堆焊到42CrMo钢板上，该方法中选择钨极直径为3.2mm，氩气流量为14-16L.min^-1，焊接电流为130-150A，焊接电压为16-20V，焊接速度为30-50mm.min^-1。