CN112404787B - 一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝及其应用方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝及其应用方法。该药芯焊丝采用H08A冷轧薄钢带为外层包皮，并于包皮内配以金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁和还原铁粉构成粉芯，经自保护明弧堆焊，形成一种双主耐磨相的高硼堆焊合金。利用强碳化物形成元素Ti和中强硼化物形成元素Cr的作用力梯度，使TiC相和(Fe,Cr)₂B相从高硼堆焊熔体依次分阶段析出；同时优化协同控制焊接电流和焊接速度，减小高含量钛铁组分的氧化量，并增加钛组元的过渡系数，由此高硼堆焊合金形成了由TiC相和(Fe,Cr)₂B相组成的双主耐磨相的组织结构，合金主耐磨相的体积分数达到50～60％左右，耐磨粒磨损性能优良。本发明的高硼堆焊药芯焊丝可用于输料槽内衬、水泥管道内壁堆焊耐磨合金层。

Description

一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝及其应用方法

技术领域

本发明属于堆焊药芯焊丝技术领域，具体涉及一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝及其应用方法。

背景技术

硼合金已用作耐磨合金，主要因其兼具良好的耐磨粒磨损性和优良的经济性。与碳在奥氏体中溶解度可达2.11％形成鲜明对比的是：硼在铁素体、马氏体和奥氏体等基体中的溶解度均低于0.02％(质量百分数)，硼合金所含绝大部分硼原子均参与(Fe,Cr)₂B等硼化物或者(Fe,Cr)₂₃(C,B)₆等硼碳化物的形成。因而，加入硼组分可以较为明显提高堆焊合金的硬度及耐磨性。但是，从另一方面来看，由于硼化物的大量析出，尤其Fe₃B或者Fe₃(C,B)等共晶相析出，使得硼合金韧性偏差，在外加载荷的碾压下，共晶组织区域易显微剥落，耐磨性改善受到严重限制。

对高硼堆焊药芯焊丝，硼组分常以FeB18等硼铁形式加入。由于该相加入量高且粉末颗粒偏硬，药芯焊丝压制成型、拉拔减径时管状焊丝可压缩性差，极易压扁，经常出现漏粉等现象。因而，药芯焊丝需加入适量石墨作为润滑剂来改善其拉拔成型性，否则难以成型。此外，高硼药芯焊丝自保护明弧焊时需要自生足够的保护气体量，其硼组分的脱氧性尚不足以确保其自保护性满足实际堆焊生产的工艺要求，因而需要增加含碳组分，如石墨含量，否则自保护性欠佳。上述措施也使之成为高碳型高硼合金，组织控形和控性的难度大。这是因为：在高硼合金中，过多的碳量会使之脆性明显增加，大幅度增加该合金显微剥落的概率，这不利于改善其耐磨性。

Ti作为一种强碳化物形成元素，也是一种化学属性极为活泼的合金元素。首先，堆焊熔体中加入Ti可使之原位析出熔点3140℃和显微硬度3200HV的TiC相颗粒，可固定住熔体中自由的C原子，减少析出脆性共晶相Fe₃(C,B)的数量，有利于增加合金韧性。其次，高硬度TiC的大量析出，可增加堆焊合金的耐磨性，也可调控堆焊合金的组织形态，使之满足高耐磨性的要求。

以钛铁形式加入的钛组分在高温下冶金反应激烈，如氧化反应，常导致堆焊合金形成过多氧化物夹杂且合金固溶钛原子与焊缝表面熔渣牢固粘合在一起，极难除渣。因而，药芯焊丝中钛组分加入量受到极大的限制，析出的TiC相数量偏少，通常只能对合金耐磨性起辅助作用，如调控碳化物或者硼化物等硬质相的尺寸、形态及分布等，基本上不能作为一种主耐磨相，致使TiC相的优良属性得不到充分利用。

发明内容

本发明的目的之一在于针对现有高碳型高硼合金存在的上述缺陷，提供一种既有高体积分数的初生硼化二铁铬/(Fe,Cr)₂B，又兼具数量较多的碳化钛/TiC相的双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝。

本发明的上述目的是通过如下的技术方案来实现的：

该种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝，它以H08A冷轧薄钢带为外层包皮，并于该包皮内配以各种粉末组分构成粉芯，经自保护明弧堆焊，形成一种由硼化二铁铬/(Fe,Cr)₂B相和碳化钛/TiC相组成的高体积分数的双主耐磨相的高硼堆焊合金；

所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：18～22％的含铬量99％以上的金属铬粉(Cr)；35～40％的含硼量18％的硼铁(FeB18)；20～30％的含钛量25～35％的钛铁(FeTi30-A)；3～4％的含碳量不低于98％的鳞片石墨(C)；2～3％的含硅量40～47％的硅铁(FeSi45-A)；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47～51％。

进一步，该药芯焊丝粉芯中，所述金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁、还原铁粉的粉末细度为60目。

本发明的目的之二在于提供上述双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝的应用方法，即：该高硼堆焊药芯焊丝自保护明弧堆焊时，电弧电压为28～32V，电流控制值为390～410A，焊接速度为14～16m/h。

本发明一种由(Fe,Cr)₂B相和TiC相组成的高体积分数的双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝，可应用于磨粒磨损工况下零部件堆焊耐磨合金层，如：输料槽内衬、水泥管道内壁耐磨层等。

与现有技术相比，本发明具有如下创新点和有益效果：

(1)主耐磨相不同：高硼堆焊合金的主耐磨相通常以(Fe,Cr)₂B为主，本发明的高硼药芯焊丝堆焊合金的高体积分数的双主耐磨相由(Fe,Cr)₂B相和TiC相组成，二者孤立存在，分布区域不同，相互配合支撑，其中TiC相主要分布在块状或者长条状初生(Fe,Cr)₂B相四周，而该区域传统以α-Fe+Fe₃(C,B)等脆性共晶为主。

(2)初生(Fe,Cr)₂B相尺度及其四周的组织种类和形态不同：由于TiC相的优先析出且在堆焊合金凝固过程中不断吸碳长大，使得通常高碳型高硼堆焊熔体的硼和碳原子相互混合而高度混沌的状态不复存在，(Fe,Cr)₂B相生长所需硼原子的输送扩散阻力减小，因而可以在合金总体硼含量不高的前提条件下，(Fe,Cr)₂B相呈大块状分布，这可以改善堆焊合金的韧性和耐磨性。相关未加入高钛组分的试样主耐磨相则以(Fe,Cr)₂₃(C,B)₆相(900～1100HV)为主，其中夹杂少量的(Fe,Cr)₂B相(1100～1500HV)，测试显示其(Fe,Cr)₂₃(C,B)₆主耐磨相的显微硬度明显低于的(Fe,Cr)₂B相组成的主耐磨相。此外，传统块状(Fe,Cr)₂B相的四周基本上以α-Fe+Fe₃(C,B)共晶为主，形态呈指纹状、鱼骨状或者层片状，显微硬度500～700HV左右，而析出大量TiC相的该区域，显微硬度提高至700～850HV，共晶(Fe,Cr)₃B相则以颗粒状或者条状为主，基本上孤立存在，因而该区域的韧性提高，韧性和硬度都得到了改善。

(3)高硼堆焊合金的硼组分加入量不同：本高硼堆焊合金金药芯焊丝加入35～40％的含硼量为18％的硼铁(FeB18)，实际药芯焊丝含硼量为6.3～7.2％B，低于一般药芯焊丝8.8％B以上的含硼量，获得了过共晶结构的高硼合金，且由块状(Fe,Cr)₂B相和颗粒状TiC相组成的双主耐磨相体的积分数可达50～60％。

(4)高硼堆焊合金的硼组分和碳组分加入形式不同：本高硼堆焊合金金药芯焊丝硼组分以硼铁(FeB18)加入，而碳以石墨形式加入，其他组分基本不含硼和碳，也就是硼组分和碳组分均以单独的方式添加，这有利于改变传统高硼堆焊熔体所含硼和碳原子高度混沌的状态，而较高含量的强碳化物形成元素Ti和中强度硼化物形成元素Cr的梯次作用，使堆焊合金依次形成TiC相和(Fe,Cr)₂B相分阶段析出，避免合金硼原子和碳原子相互挤压而出现过高脆性的状况。

(5)高硼堆焊合金性价比不同：本堆焊药芯焊丝加入金属铬粉、硼铁、钛铁、硅铁、鳞片石墨等组分配合使用，获得了体积分数高达50％左右的(Fe,Cr)₂B相和5～10％体积分数的TiC相。本发明药芯焊丝组分种类只有6种，配置简便，材料成本低，但其堆焊合金耐磨性高，因而性价比优良。

附图说明

图1为本发明高硼药芯焊丝堆焊合金的组织形态图。

图2为图1所示高硼药芯焊丝堆焊合金的相组成图。

图3为对比例1中自制无钛高硼药芯焊丝堆焊合金的组织形态图。

图4为图3所示自制无钛高硼药芯焊丝堆焊合金的相组成图。

图5为图1所示高硼药芯焊丝堆焊合金的磨损形貌图。

图6为图3所示自制无钛高硼药芯焊丝堆焊合金的磨损形貌图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细的描述。

本发明的高硼堆焊药芯焊丝直径为Φ3.2mm，由药芯和外表部分两部分构成，其中，外表部分选用H08A冷轧薄钢带；药芯则由以下类型粉末材料组成：重量百分含量为18～22％的含铬量99％以上的金属铬粉(Cr)；重量百分含量为35～40％的含硼量18％的硼铁(FeB18)；重量百分含量为20～30％的含钛量25～35％的钛铁(FeTi30-A)；重量百分含量为3～4％的含碳量不低于98％的鳞片石墨(C)；重量百分含量为2～3％的含硅量40～47％的硅铁(FeSi45-A)；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47～51％。

在药芯焊丝成型之前，先将所有粉末组分过60目筛，然后一起混合，并搅拌均匀。随后将该混合粉末与H08A冷轧薄钢带在药芯焊丝成型机上轧制成型为直径Φ4.6mm的粗丝，以每次减径0.2mm，通过硬质合金拉丝模逐步拉拔至直径Φ3.2mm备用。

用MZ-1000焊机将该Φ3.2mm的药芯焊丝在Q235A钢板上进行自保护明弧堆焊，形成第一层焊缝，其工艺参数控制值为：电弧电压28～32V，电流控制值为390～410A，焊接速度为14～16m/h。待焊缝空冷至100～150℃以下，同上措施，该药芯焊丝自保护明弧堆焊第二层，焊后空冷。

至此，申请人提出本发明双主耐磨相的产生方式：药芯焊丝内加入金属铬粉和钛铁的主要作用在于合理利用其中的中强硼化物或者中强碳化物形成元素Cr元素以及强碳化物形成元素Ti的梯度作用力；这是由于Ti和Cr对碳原子的亲和力存在显著差异，而硼原子浓度远未达到TiB₂相的析出要求，因而堆焊熔体优先析出TiC相，TiC相大量析出基本上耗尽熔体所含碳量；因而，接下来，(Fe,Cr)₂B相形核生长时所需硼原子的供给速度明显提高，由于缺少碳原子的阻碍作用，因而在总体硼含量偏低的条件下，(Fe,Cr)₂B相可以生长得更大。上述TiC和(Fe,Cr)₂B相的分阶段依次析出，使得(Fe,Cr)₂B相四周的硼原子大幅度降低，从而只能形成共晶(Fe,Cr)₃B相；由于TiC早已在其中析出，共晶(Fe,Cr)₃B相的生长方向受到了干扰，因而只能生长为颗粒状或者短条状相组织，这有利于改善该区域韧性的改善，并提高该区域的显微硬度，改善了合金耐磨性。从而，该高硼堆焊合金形成了TiC相和(Fe,Cr)₂B相兼具的高体积分数的双主耐磨相的组织结构。

此外，电流控制值为390～410A，焊接速度设置为14～16m/h。堆焊电流大于一般高硼药芯焊丝350A左右的堆焊值，焊接速度大于传统的药芯焊丝11～13m/h，这一方面加快硼铁和石墨等组分的熔化速度，促使钛铁组分尽快被熔融的硼铁和石墨氧化气体CO₂等组分覆盖；另外一方面，可使石墨氧化为自生气体量增大，从而减小钛铁组分的氧化量，减少熔渣的产生。

基于此，该高硼药芯焊丝堆焊合金获得双主耐磨相的设计原理可概括为：优化配置药芯焊丝组分，利用所添加的强碳化物形成元素Ti和中强硼化物形成元素Cr的作用力梯度，使TiC相和(Fe,Cr)₂B相从高硼堆焊熔体依次分阶段析出；同时，优化协同控制焊接电流和焊接速度，减小高含量钛铁组分的氧化量，并增大钛组元的过渡系数，由此该高硼堆焊合金形成了由TiC相和(Fe,Cr)₂B相组成的双主耐磨相的组织结构。

实施例1

制作时按所设计药芯焊丝的粉芯组成配比要求，称取金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁和还原铁粉等药芯粉末组分。该药芯焊丝的粉芯组成(重量百分比)为：金属铬粉20％、硼铁40％、钛铁30％、鳞片石墨4％、硅铁2％、还原铁粉4％，所述粉芯填充率为50％。该药芯焊丝外层包皮采用H08A冷轧钢带(宽度16mm×厚度0.36mm，以下同)，并于包皮内配以铁合金、金属铬粉、鳞片石墨和还原铁粉等组分构成粉芯。

所有药芯粉末组分过60目筛，然后将药芯所有粉末组分放在一起，充分搅拌而使之均匀混合。将上述混合粉末与H08A冷轧钢带在YHZ-1药芯焊丝成型机压制成型为直径Φ4.6mm药芯焊丝，以每次减径0.2mm，再依次拉拔减径为直径Φ3.2mm焊丝。

先将120mm×80mm×16mm的试板(Q235A钢)上的铁锈等用砂轮打磨干净，将上述Φ3.2mm用药芯焊丝用焊机MZ-1000进行自保护明弧焊，堆焊形成第一层焊缝；待焊缝冷却到100～150℃以下，再将该药芯焊丝进行自保护明弧堆焊，堆焊形成第二层焊缝，空冷至室温。

药芯焊丝的自保护明弧堆焊工艺参数如表1所示，焊后焊缝无气孔等缺陷，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，并用HR-150洛氏硬度计测试其表面宏观硬度。

表1 药芯焊丝自保护明弧堆焊工艺参数

耐磨性试验采用MLS-225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40～60目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。

分别以下面对比例1所述自制无钛高硼药芯焊丝的堆焊试样作为标准试样，标准试样的相对磨损系数为1.00，其他合金试样的相对磨损系数ε＝标准试样绝对失重量/试样绝对失重量，试验结果见表2。

本实施例1所述高硼药芯焊丝堆焊合金试样的横向垂直截面表层的组织形态和该试样的相组成图分别如附图1和图2所示，该堆焊试样的磨损形貌如附图5所示。

实施例2

制作时按所设计药芯焊丝的粉芯组成配比要求，称取金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁和还原铁粉等药芯粉末组分。该药芯焊丝粉芯组成(重量百分比)为：金属铬粉22％、硼铁38％、钛铁25％、鳞片石墨3.5％、硅铁3％、还原铁粉8.5％，所述粉芯填充率为51％。该药芯焊丝外层包皮采用H08A冷轧钢带，并于包皮内配以铁合金、金属铬粉、鳞片石墨和还原铁粉等组分构成粉芯。

所有上述药芯粉末组分过60目筛，然后将药芯所有粉末组分放在一起，充分搅拌而使之均匀混合。将上述混合粉末与H08A冷轧钢带在YHZ-1药芯焊丝成型机均匀轧制为直径Φ4.6mm药芯焊丝，以每次减径0.2mm，再依次拉拔减径为直径Φ3.2mm焊丝。

其它试验内容同实施例1。

实施例3

制作时按所设计药芯焊丝的粉芯组成配比要求，称取金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁和还原铁粉等药芯粉末组分。该药芯焊丝粉芯组成(重量百分比)为：金属铬粉18％、硼铁35％、钛铁28％、鳞片石墨4％、硅铁2.5％、还原铁粉12.5％，所述粉芯填充率为49％。该药芯焊丝外层包皮采用H08A冷轧钢带，并于包皮内配以铁合金、金属铬粉、鳞片石墨和还原铁粉等组分构成粉芯。

所有药芯粉末组分过60目筛，然后将药芯所有粉末组分放在一起，充分搅拌而使之均匀混合。将上述混合粉末与H08A冷轧钢带在YHZ-1药芯焊丝成型机均匀轧制为直径Φ4.6mm药芯焊丝，以每次减径0.2mm，再依次拉拔减径为直径Φ3.2mm焊丝。

其它试验内容同实施例1。

对比例1

采用自制无钛高硼药芯焊丝，其药芯组成为：金属铬粉20％、硼铁40％、鳞片石墨4％、硅铁2％、还原铁粉34％，所述粉芯填充率为51％。其他内容同实施例1。

该药芯焊丝在120mm×80mm×16mm的试板(Q235A钢)上，用焊机MZ-1000自保护明弧堆焊两层，堆焊工艺参数同表1，空冷。焊后，堆焊焊缝表面有1道横向裂纹。

其它试验内容同实施例1。

对比例1所述无钛高硼药芯焊丝明弧堆焊合金的横向垂直截面的表层组织形态和该堆焊试样的相组成分别如附图3和附图4所示，该堆焊试样的磨损形貌如附图6所示。

从表2可以看出，本发明的高硼药芯焊丝堆焊合金的相对磨损系数ε是自制无钛高硼药芯焊丝堆焊合金的4.83～5.13倍，这说明该高硼药芯焊丝具有优良的耐磨性。

表2 实施例和对比例堆焊合金的耐磨粒磨损性能

通过附图1和附图2可知，本发明高硼药芯焊丝自保护明弧堆焊合金的组织主要由块状(Fe,Cr)₂B相和TiC相组成的双主耐磨相、(Fe,Cr)₃B相和α-Fe相(包括铁素体和马氏体基体)构成。附图1显示该双主耐磨相的体积分数达到50～60％左右。附图1中无指纹状、鱼骨状和层片状等形态的脆性共晶组织。块状(Fe,Cr)₂B相四周主要为黑色的点状TiC相和颗粒状或者长条状的(Fe,Cr)₃B相，测试该区域的显微硬度为700～850HV0.2，这说明该局域具有较高韧性和硬度，可获得较高的耐磨粒磨损性能。

对比例1除了没有加入钛铁组分，其他组分含量与实施例1的组分含量相同。由附图3和附图4可知，自制的无钛高硼药芯焊丝堆焊合金为过共晶组织结构，主耐磨相为(Fe,Cr)₂₃(C,B)₆)相，其中内置有少量的(Fe,Cr)₂B相，总体呈团状，其外部则有指纹状(α-Fe+(Fe,Cr)₃(C,B))共晶，且该型共晶数量较多，显微硬度为500～700HV0.2，硬度低于实施例1的相关对应区域。上述组织结构使得该区域的脆性较为突出，受外加磨粒碾压、冲击时易显微剥落而降低合金耐磨性。

对比附图5和附图6所示堆焊试样的磨损形貌可知，在相同磨损试验条件下，本发明的高硼堆焊药芯焊丝磨损表面残留划痕较浅且数量较少，所残留的剥落坑尺度小且浅，没有磨粒显微切削的塑性变形痕迹，其磨损机制主要由磨粒的显微剥落和显微切削两种机制组成，这说明其抵抗磨粒的显微切削能力强。而对比例1所示自制无钛高硼药芯焊丝堆焊合金的磨损表面则有大量较多的划痕且较深，所残留的剥落坑数量多且尺寸大，其磨损机制为磨粒的显微剥落和显微切削两种，其抵抗磨粒磨损的性能不高。

以上结果表明，本发明的一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝拥有优良的耐磨粒磨损性能，可用于磨粒磨损工况下零部件自保护明弧堆焊耐磨层。

Claims (3)

1.一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝，其特征在于：它以H08A冷轧薄钢带为外层包皮，并于该包皮内配以各种粉末组分构成粉芯，经自保护明弧堆焊，形成一种由(Fe,Cr)₂B相和TiC相组成的体积分数高达50～60％的双主耐磨相的高硼堆焊合金；

所述药芯焊丝粉芯各粉末组分的重量百分含量分别为：18～22％的含铬量99％以上的金属铬粉；35～40％的含硼量18％的硼铁；20～30％的含钛量25～35％的钛铁；3～4％的含碳量不低于98％的鳞片石墨；2～3％的含硅量40～47％的硅铁；余量为含铁量不低于98％的还原铁粉；

所述药芯焊丝粉芯的填充率为47～51％。

2.根据权利要求1所述一种双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝，其特征在于：该药芯焊丝粉芯中，所述金属铬粉、硼铁、钛铁、鳞片石墨、硅铁、还原铁粉的粉末细度为60目。

3.一种如权利要求1所述双主耐磨相的高硼堆焊药芯焊丝的应用方法，其特征在于：该药芯焊丝自保护明弧堆焊时，电弧电压28～32V，电流控制值为390～410A，焊接速度为14～16m/h。

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