CN115488542B

CN115488542B - 一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝及制备方法

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Publication number: CN115488542B
Application number: CN202211342611.5A
Authority: CN
Inventors: 刘大双; 龙伟民; 魏萍; 吴玉程; 秦建; 罗来马
Original assignee: Hefei University of Technology
Current assignee: Hefei University of Technology
Priority date: 2022-10-28
Filing date: 2022-10-28
Publication date: 2024-03-15
Anticipated expiration: 2042-10-28
Also published as: CN115488542A

Abstract

本发明公开了一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝及制备方法，包括低碳钢带和药芯粉末，药芯粉末填充于低碳钢带中，药芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁20%～35%，硼粉15%～30%，氧化硼粉3%～10%，锰铝合金粉12%～20%，余量为铁。本发明的焊丝，通过添加硼硅铁、硼粉、氧化硼粉促进Fe₂B形成，锰铝合金提升自保护效能，石墨烯改善Fe₂B形态与分布，焊接成形好、硬度高、耐磨性好。

Description

一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝及制备方法

技术领域

本发明属于材料加工工程中的焊接领域，具体地涉及一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝及制备方法。

背景技术

B作为一种资源丰富且价格较为低廉的合金元素，不仅能够形成高硬度的硼化物，还具有优异的高温稳定性，因此以B为主要合金元素的高硼铁基合金得到广泛的应用。Fe-B-C-Cr合金最早出现于20世纪90年代初，Lakeland首先提出将高硬度的硼化物作为铁基耐磨合金的耐磨骨架替代传统耐磨材料中的碳化物耐磨骨架，不仅能够降低成本，还能提高合金的硬度改善耐磨性。在研究过程中发现B在α-Fe和β-Fe中的固溶度很小，分别为0.0004％和0.02％，远小于C元素的0.0218％和2.11％。因此，加入合金中的B元素大部分都形成了硼化物，只有少部分溶于基体中，基于该发现他们提出通过控制C含量改善基体性能，通过B含量控制硬质相的体积分数的办法实现合金韧性与耐磨性的匹配。在此基础上调配出的Fe-B-C-Cr合金不仅具有极高的耐磨性，还具有广泛的硬度分布(HRC22～62)，适用于各工业行业中。同时，Fe-B-C-Cr合金中网状的硼化物也具有相当好的耐蚀性，常被用作铸铝和铸镁的模具。

Fe-B-C-Cr合金的组织中基体以树枝晶形式长大与在基体间则以连续且粗大的网状共晶硼化物M₂B与硼碳化合物M₃(B，C)及M₂₃(C，B)₆等构成。其中树枝状组织通常由珠光体、铁素体、贝氏体及少于1％的残余奥氏体构成。有文献指出当材料从高温冷却时，过饱和空位增加，容易向晶界空位阱处扩散，空位的转移过程中拽拉着溶质原子向晶界处富集，而B在Fe中的固溶度很小，多余的B被排至晶界并产生非平衡偏聚，优先形成Fe₂B相。Fe₂B硼化物是一种典型的金属间化合物，具有良好的硬度、耐磨性、热稳定性及耐蚀性，特别是仅依靠Fe、B这两种廉价的合金元素便可获得与M₇C₃碳化物相当的硬度与耐磨性，极具发展潜力。

但是Fe₂B的本质脆性极大程度上制约了它的应用，通过固体与分子经验电子理论(EET)计算价电子结构与键能，认为Fe₂B的空间键络的沿各方向的分布不均匀，在外力作用下，弱键处易断开，导致脆性裂纹的产生。Fe₂B相本质脆性的根本原因为空间键络中的[002]位向的B-B原子键较弱。尤其在Fe-B-C-Cr合金中，Fe₂B晶界将基体组中的树枝状组织分割开，增大对基体的割裂作用，且网状的硼化物会加剧裂纹的传播，导致合金的冲击韧性降低。如何改善Fe-B-C-Cr合金的冲击韧性成为了学者们研究的重点。

目前国内外对于改善Fe-B-C-Cr合金冲击韧性的研究主要集中在改善Fe₂B的形态和改变Fe₂B的本质脆性两个方面，具体方法为：

一是变质处理。变质处理是通过加入细小的形核剂，在液态合金中形成大量的非自发晶核从而细化铸造晶粒，或通过控制成分过冷限制晶粒长大，提高材料力学性能的方法。目前针对Fe-B-C-Cr合金常用的形核剂有稀土Ce、La及Ce-La混合稀土等。稀土元素Ce可以与O结合形成Ce₂O₃，从而作为异质形核的核心促进Fe₂B相及奥氏体细化，降低Fe₂B及硼化物晶界对基体的割裂作用，提高基体的力学性能。此外，利用Ce和Ti元素复合变质处理，使连续的共晶硼化物发生断网，冲击韧性可提高80.5％。

二是合金化。合金化是通过向合金中添加某些特定的合金元素来改善组织的形态、分布和体积等来提高合金的力学性能及物理化学性能。在国内外研究中，Mn、Cr、W、Ti等元素的添加均可改善Fe₂B相的分布及形态，提高性能。研究表明Cr元素添加量对Fe-3.0wt％B铸造合金断裂韧性有重要影响，Cr主要分布于Fe₂B硼化物中形成(Fe，Cr)₂B相，(Fe，Cr)₂B断裂韧性随着Cr的添加量的增加先提高后降低，当Cr的添加量为2wt.％断裂韧性最高，为4.704MPam^1/2。Mn元素对其断裂韧性的影响，研究表明Mn元素的含量为2％时，Fe₂B相的断裂韧性达到最高值4.7MPam^1/2，与Cr元素相当。

三是热处理。热处理是改善材料基体组织的常用手段，当淬火温度为900℃时，网状共晶组织开始出现团球化，随着淬火温度的升高，网状共晶组织的呈现出断裂趋势，鱼骨状的硼碳化合物发生团球化而Fe₂B相发生断裂，有利于冲击韧性的提高。

四是高温塑性变形。研究发现高温塑性变形使网状的硼化物收到破坏，得到均匀分布的细小破碎的硼化物颗粒。再经热处理后可得到球化的硼化物，冲击韧性由5.0J/cm²大幅提高至10.7J/cm²。但是高温塑性变形由于工艺复杂，能源消耗大且针对于形状简单的工件，因此其应用受到了限制。

发明内容

发明目的：本发明所要解决的技术问题是提供了一种焊接成形好、硬度高、耐磨性好的原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝及制备方法。

技术方案：为实现上述技术目的，本发明提供了一种金属粉芯，所述金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁20％～35％，硼粉15％～30％，氧化硼粉3％～10％，锰铝合金粉12％～20％，石墨烯0.1％～0.5％，余量为铁粉。

其中，硼硅铁含硅量(质量分数)为19～22％，含硼量(质量分数)为4～5％，其余为铁；所述的锰铝合金含锰量(质量分数)为30～32wt％，含铝量(质量分数)为20～22wt％，其余为铁。

其中，所述金属粉芯中的硼硅铁、硼粉、氧化硼粉、锰铝合金、石墨烯及铁粉组分的粒径为200目～300目，粉末粒度太大，拉拔成型时易断丝，粒度太小则导致粉末难以流动到U型钢带中。

本发明内容还包括一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，所述焊丝包括低碳钢带和所述的金属粉芯，所述金属粉芯填充于低碳钢带中，所述金属粉芯的填充率为13～15％。

作为优选，所述低碳钢带为低碳钢带H08A，具体成分为：C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。

优选地，所述低碳钢带厚度×宽度为0.8×12mm。

优选地，所述焊丝的直径为1.2或1.0mm的一种。

本发明内容还包括所述的一种低稀释率的堆焊药芯焊丝的制备方法，包括如下步骤：

(1)利用成型轧辊将低碳钢钢带轧成U形，然后通过送粉装置将药芯粉末按焊丝总重的13～15％加入到U形槽中；

(2)将U形槽合口，使药芯包裹其中，通过拉丝模，逐道拉拔、减径，最后使其直径达到1.2或1.0mm中的一种，得到最终产品。

在上述金属粉芯中各组分主要作用如下：硼硅铁、硼粉、氧化硼粉的复合添加，一方面是过渡B，在焊接过程中形成Fe₂B，另一方面改善硼分布均匀性，此外，氧化硼的添加还是为了调控B的氧化程度，同时降低熔池表面张力，改善焊道表面成形。锰铝合金起到脱氧作用，铝还有固氮作用。锰和硅以锰铝合金的形式添加，增加了粉末体系的均匀性、化学稳定性和安全性。

石墨烯改善了Fe₂B的形态。由于焊接的凝固过程是一个极不平衡的快速冷却的过程，石墨烯的添加打破了热质交换的平衡，对石墨烯/Fe基复合材料的形核及生长过程产生了影响。在正常的过冷度下，Fe₂B在凝固过程中会自发沿着最优取向生长。由于石墨烯具有优异的导热能力，因此复合材料的冷却速度显著提高，从而产生了更大的过冷度，Fe₂B在较大的成分过冷下，改变了其原有的生长方式。网状的硼碳化合物表面自由能较高，系统总是朝着自由能降低的方向进行，因此由网状向自由能较低的棒状及颗粒状发展成为必然趋势，Fe₂B以小平面生长方式长大，最终形成细长的棒状Fe₂B。并随着石墨烯的添加，过冷度继续增大促进Fe₂B内部断网，最终导致Fe₂B转变为颗粒状。石墨烯含量小于0.1％时，Fe₂B呈网状分布；石墨烯含量大于0.5％时，焊丝内粉末不匀，焊接成形质量稳定性变差。

由上述技术方案和金属粉芯中各组分的作用简述可以明了，本发明通过在金属粉芯中同时添加硼硅铁、硼粉、氧化硼粉保证B的稳定过渡、均匀分布和Fe₂B的形成，并且改善焊道成形。通过锰铝合金脱氧固氮、并增加粉末体系的均匀性、化学稳定性和安全性。通过石墨烯改善Fe₂B的形态，诱导颗粒状Fe₂B的形成，最终获得一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝。

有益效果：本发明的金属粉芯焊丝，通过添加硼硅铁、硼粉、氧化硼粉促进Fe₂B形成，锰铝合金提升自保护效能，石墨烯改善Fe₂B形态与分布，焊接成形好、硬度高、耐磨性好。

附图说明

图1是石墨烯含量(质量分数)为0.3％时焊接金属Fe₂B形态。

图2是石墨烯含量(质量分数)为0％时焊接金属Fe₂B形态。

具体实施方式

根据下述实施例，可以更好地理解本发明。然而，实施例所描述的具体的药芯组分配比、工艺条件及其结果仅用于说明本发明，而不应当也不会限制权利要求书中所详细描述的本发明。

其中，下列各实施例中所使用的硼硅铁含硅量(质量分数)为19～22％，含硼量(质量分数)为4～5％，其余为铁；所述的锰铝合金含锰量(质量分数)为30～32wt％，含铝量(质量分数)为20～22wt％，其余为铁。

实施例1

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.8×12mm，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁20％，硼粉20％，氧化硼粉8％，锰铝合金粉12％，石墨烯0.3％，铁粉39.7％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为14％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mm、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.2mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属Fe₂B形态如图1。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

实施例2

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.9×13mim，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁30％，硼粉15％，氧化硼粉5％，锰铝合金粉15％，石墨烯0.1％，铁粉34.9％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为15％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mim、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm、1.1mm、1.0mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.0mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

实施例3

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.9×13mm，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁35％，硼粉25％，氧化硼粉3％，锰铝合金粉18％，石墨烯0.3％，铁粉18.7％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为14％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mm、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm、1.1mm、1.0mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.0mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

实施例4

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.8×12mm，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁25％，硼粉30％，氧化硼粉10％，锰铝合金粉20％，石墨烯0.5％，铁粉14.5％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为13％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mm、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.2mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

对比例1

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.8×12mm，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁32％，硼粉30％，氧化硼粉6％，锰铝合金粉16％，石墨烯0％，铁粉16％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为15％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mm、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm、1.1mm、1.0mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.2mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属Fe₂B形态如图2。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

对比例2

一种原位生成Fe₂B强化自保护金属粉芯焊丝，包括低碳钢带H08A和金属粉芯，金属粉芯中各粉末填充于低碳钢带中。钢带H08A尺寸厚度×宽度为0.9×13mm，成分为C：≤0.1％，Mn：0.3～0.55％，Si：≤0.3％，S：≤0.03％，P：≤0.03％，余量为Fe。金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁20％，硼粉25％，氧化硼粉8％，锰铝合金粉13％，石墨烯0.7％，铁粉33.3％。制备方法为：所有粉末分别过200目和300目筛，确保粉末粒度200目～300目。将所取各种粉末置入混粉机内，混合30分钟，然后把混合粉末加入U形的0.8mm×12mm的H08A碳钢钢带槽中，填充率为13％。再将U形槽合口，使药粉包裹其中。接着使其分别通过直径为4.2mm、3.8mm、3.5mm、3.2mm、2.8mm、2.55mm、2.4mm、2.2mm、2mm、1.8mm、1.6mm、1.45mm、1.4mm、1.3mm、1.2mm的拉丝模，逐道拉拔、减径，最后获得直径为1.2mm的产品。将其在Q235钢上堆焊，Q235钢的化学成分为C≤0.22％，Mn≤1.4％，Si≤0.35％，S≤0.050，P≤0.045。焊接电流为240～300A，焊接电压为24～28V，焊接速度为0.3m/min。堆焊金属成形情况、Fe₂B形态、硬度和耐磨性见表1。

采用自动维氏硬度计对熔敷金属试样进行显微硬度测试，试验载荷选取0.5kgf，保载时间为15s。为了能够更准确的测定熔敷金属的硬度，在每种堆焊熔敷金属表面分别测5×5点阵，共25个点的硬度值，再取其平均值。

摩擦磨损试验所采用的设备为HT-1000型销一盘式磨损试验机。具体步骤如下：首先利用线切割切取大小为20mm×20mm×10mm块状试样，将试样进行预磨和抛光直至镜面。摩擦副选择5mm的Si₃N₄陶瓷球，外加载荷1500g，转动半径3.5mm，转速350r/min，试验时间为45min。试验前和试验后均需在精度为0.0001g的天平上称重从而测得磨损失重，最后再利用共聚焦激光扫描显微镜对磨痕进行的截面积、粗糙度及三维形貌进行测量。进行计算体积磨损率时，需要测量磨痕的平均宽度和磨痕剖面的平均横截面面积，利用如下公式计算体积磨损率：

V＝S·L

式中：v——体积磨损(μm³)；

S——磨痕的平均横截面面积(μm²)；

L——磨痕的长度(μm)，即圆形磨痕的周长。

表1堆焊金属性能

通过以上对比可以看出，当不添加石墨烯时，Fe₂B形态呈网状，硬度和耐磨性降低，当石墨烯含量超过0.5％，堆焊金属成形变差。

Claims

1.一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝，其特征在于，所述焊丝包括低碳钢带和金属粉芯，所述金属粉芯填充于低碳钢带中，所述金属粉芯的填充率为13~15%，所述金属粉芯中各粉末按质量百分比含量包括如下组分：硼硅铁20%～35%，硼粉15%～30 %，氧化硼粉3%～10%，锰铝合金粉12%～20%，石墨烯0.1%～0.5%，余量为铁粉，所述的硼硅铁含硅量为19～22%，含硼量为4～5%，其余为铁；所述的锰铝合金含锰量为30～32wt%，含铝量为20～22wt%，其余为铁；所述金属粉芯中的硼硅铁、硼粉、氧化硼粉、锰铝合金、石墨烯及铁粉组分的粒径为200目～300目。

2.根据权利要求1所述的一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝，其特征在于，所述的低碳钢带H08A成分为C：≤0.1%，Mn：0.3～0.55%，Si：≤0.3%，S：≤0.03%，P：≤0.03%，余量为Fe。

3.根据权利要求1所述的一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝，其特征在于，所述低碳钢带厚度×宽度为0.8×12 mm或0.9×13 mm中的一种。

4.根据权利要求1所述的一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝，其特征在于，所述焊丝的直径为1.2或1.0 mm中的一种。

5.权利要求1~4任一项所述的一种原位生成Fe2B强化自保护金属粉芯焊丝的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

（1）利用成型轧辊将低碳钢钢带轧成U形，然后通过送粉装置将药芯粉末按焊丝总重的13～15%加入到U形槽中；

（2）将U形槽合口，使药芯包裹其中，通过拉丝模，逐道拉拔、减径，最后使其直径达到1.2或1.0mm中的一种，得到最终产品。