等離子噴焊時(shí)的組織結(jié)構(gòu)和顯微硬度

等離子噴焊時(shí)的組織結(jié)構(gòu)和顯微硬度

1等離子轉(zhuǎn)移弧噴焊后物相的變化通過(guò)在便宜的木材表面形成良好的耐腐蝕性材料，可以降低材料成本，節(jié)省寶貴的材料，提高材料的使用壽命。許多文獻(xiàn)報(bào)道了鈷基自熔性合金在等離子轉(zhuǎn)移弧噴焊方面的應(yīng)用,但大都集中在噴焊工藝及噴焊后性能方面,對(duì)于等離子弧堆焊后的組織結(jié)構(gòu)和物相雖也有研究,但主要集中在未處理狀態(tài)下的情況,而研究時(shí)效處理對(duì)物相和顯微硬度的影響卻未見(jiàn)報(bào)道。本文旨在研究鈷基合金等離子轉(zhuǎn)移弧噴焊時(shí)效前的組織結(jié)構(gòu)和物相,以及時(shí)效后物相和顯微硬度的變化。2實(shí)驗(yàn)方法和過(guò)程噴焊基材為200mm×35mm×20mm的Q235A低碳鋼板狀試樣。噴焊材料為Co-Cr-W系鈷基自熔性合金粉末,化學(xué)成分見(jiàn)表1。鈷基合金粉末的粒度為-80～+200目,噴焊層厚度約為3.5mm。用型號(hào)為L(zhǎng)4-400PC型等離子弧噴焊機(jī)進(jìn)行噴焊實(shí)驗(yàn),工藝規(guī)范為:轉(zhuǎn)移弧電流約210A,轉(zhuǎn)移弧電壓約35V,主氣流量0.3MPa,離子氣流量0.3m3/h,送粉氣流量0.2m3/h,送粉電壓11V,擺動(dòng)電壓約25V,行走電壓約17V,冷卻水壓力3MPa,噴距9mm,焊槍擺幅20mm。用OLYMPUS-PME3型金相顯微鏡和帶有能譜儀的PHILIPS掃描電鏡(SEM)對(duì)堆焊合金層顯微組織進(jìn)行觀察分析,利用XD-3A型X射線衍射儀對(duì)時(shí)效前后堆焊層的表面進(jìn)行物相分析,X射線衍射采用CuKα靶材,用Ni作為濾光器,掃描速度為1°/min。用HV-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)量時(shí)效前后堆焊層剖面顯微硬度。顯微硬度測(cè)量方法見(jiàn)圖1所示。3結(jié)果與討論3.1時(shí)效過(guò)程中舊相的分解和出離產(chǎn)生X射線衍射分析表明,在未處理的鈷基合金層中存在γ(Co)和(Cr,Fe)7(C,B)3兩個(gè)物相(見(jiàn)圖2a)。噴焊合金層經(jīng)過(guò)600℃,60h時(shí)效后的X射線衍射圖譜分析結(jié)果(見(jiàn)圖2b)表明,在時(shí)效過(guò)程中發(fā)生了舊相的分解和新相的析出過(guò)程。部分(Cr,Fe)7(C,B)3發(fā)生分解,并轉(zhuǎn)變成了更穩(wěn)定的Cr23(C,B)6。這是由于在等離子弧噴焊快速加熱快速冷卻條件下,γ相中固溶有Si,W,Mo,Co,Ni等合金元素而呈現(xiàn)出過(guò)飽和的非平衡狀態(tài),在隨后的時(shí)效處理過(guò)程中,過(guò)飽和固溶體必然按照熱力學(xué)原理而發(fā)生分解,從而從γ相中析出(Cr,Fe)7(C,B)3。同時(shí)由于(Cr,Fe)7(C,B)3屬于非平衡化合物,是一種亞穩(wěn)相,在時(shí)效過(guò)程中必然要發(fā)生由非平衡狀態(tài)向平衡狀態(tài)的轉(zhuǎn)變,即由(Cr,Fe)7(C,B)3轉(zhuǎn)變形成更穩(wěn)定的Cr23(C,B)6。3.2道德形貌及晶體結(jié)構(gòu)等離子弧噴焊合金層的顯微組織特征如圖3所示。從圖3a中可以看出,噴焊合金層可以分為三個(gè)不同的亞層:熔合區(qū)(結(jié)合區(qū))亞層,近熔合區(qū)的細(xì)等軸狀枝晶亞層以及噴焊層表面和近熔合區(qū)之間具有一定方向性的粗枝晶亞層。在合金層和基材之間存在的明顯白亮帶就是熔合區(qū)。從圖3a中可以看出,這條白亮帶比較曲折,有部分呈齒牙狀態(tài),說(shuō)明在等離子弧高能熱源作用下,噴焊合金層中的元素和基材之間的元素濃度梯度大,擴(kuò)散作用強(qiáng),在形成熔池的過(guò)程中,元素互相強(qiáng)烈擴(kuò)散,在凝固后形成了非常優(yōu)良的冶金結(jié)合。由于熔合區(qū)是等離子弧熔化時(shí)的液固界面,再加上基體溫度低,液固界面溫度梯度很大,成分過(guò)冷最小,因此凝固時(shí)液固界面推進(jìn)的速度較慢,呈平面晶的方式凝固。近熔合區(qū)層和枝晶亞層的組織由于在等離子弧高能熱源作用下,液態(tài)成分起伏較大,局部微區(qū)冷卻速度不同,從而使各亞層組織呈現(xiàn)出明顯的不均勻性。隨著凝固界面的推移,液相溫度梯度逐漸減小,成分過(guò)冷加大,晶核迅速長(zhǎng)大,從而形成了近熔合區(qū)的細(xì)等軸狀枝晶亞層以及噴焊層表面和近熔合區(qū)之間具有一定方向性的粗枝晶亞層。粗枝晶亞層的厚度約為3.5mm,枝晶主干大體上垂直于熔合區(qū)方向分布,也就是說(shuō)枝晶主干的生長(zhǎng)方向與熱流基本一致。從圖3還可以看出,噴焊合金層顯微組織具有快速凝固時(shí)亞共晶的枝晶生長(zhǎng)特征,噴焊合金層在冷卻過(guò)程中先析出γ枝狀晶,在繼續(xù)冷卻過(guò)程中,由于已形成的枝晶主干之間存在溫度梯度和濃度起伏,所以又沿枝晶主干生成二次晶。由于近熔合區(qū)溫度梯度較大,所以形成的一次晶主干很短,表現(xiàn)出等軸狀枝晶特征。近熔合區(qū)前方的粗枝晶亞層的組織由于溫度梯度小于近熔合區(qū),所以一次晶主干較發(fā)達(dá),表現(xiàn)出較粗的枝晶生長(zhǎng)特征。另一方面,當(dāng)合金層繼續(xù)冷卻到共晶轉(zhuǎn)變溫度時(shí),在枝晶之間開(kāi)始生成共晶組織。共晶組織中的共晶化合物具有不同的形態(tài),主要有平行短棒狀及球狀或花瓣?duì)?它們各自聯(lián)合成網(wǎng)狀分布,見(jiàn)圖4和圖5所示。圖中呈白色平行短棒狀及球狀或花瓣?duì)畹慕M織為共晶硼碳化物相(Cr,Fe)7(C,B)3,黑色的為基體相γ(Co)。相應(yīng)的能譜分析結(jié)果見(jiàn)表2所示。由表可知,共晶化合物的形態(tài)不同,其元素含量也有不同。3.3時(shí)效對(duì)顯微硬度的影響時(shí)效前后鈷基等離子弧噴焊合金層沿層深方向的顯微硬度分布如圖6所示。由圖可以看出,時(shí)效前后,合金層剖面顯微硬度存在差異。未經(jīng)過(guò)時(shí)效處理的枝晶亞層顯微硬度平均為438.3HVl(429.6～450.6HVl),并且在粗枝晶區(qū)前部出現(xiàn)顯微硬度最高值(450.6HVl),在粗枝晶區(qū)中部出現(xiàn)顯微硬度低谷(429.6HVl)。近熔合區(qū)顯微硬度最低,這與近熔合區(qū)主要是由γ相組成有關(guān),未經(jīng)時(shí)效處理的合金層顯微硬度平均值為429.6HVl(395.3HVl～450.6HVl)。經(jīng)過(guò)600℃時(shí)效60h處理后,鈷基合金層的顯微硬度得到提高,在噴焊合金層的近熔合區(qū)具有硬度最大值(510HVl),整個(gè)合金層的平均硬度為477.7HVl(465.7HVl～510HVl),比未時(shí)效前平均提高約48.1HVl(平均提高約11%)。時(shí)效處理硬度曲線的這種變化趨勢(shì)與噴焊后不同區(qū)域固溶體合金元素的過(guò)飽和度有關(guān)。在近熔合區(qū),盡管組織主要是由γ相組成,但由于此處冷卻速度較大,所以組織比較細(xì)小,呈等軸狀枝晶分布,所以在時(shí)效后,從過(guò)飽和固溶體中析出的硼碳化物比較細(xì)小,硼碳化物類型轉(zhuǎn)變后所得到的新型硼碳化物也比較細(xì)小,所以顯微硬度最高。隨著距離熔合區(qū)距離加大,溫度梯度減小,噴焊凝固后的組織較近熔合區(qū)粗大,共晶硼碳化物比較粗大,所以時(shí)效后從過(guò)飽和固溶體中析出的硼碳化物以及硼碳化物類型轉(zhuǎn)變所形成的新型硼碳化物均較近熔合區(qū)粗大,所以顯微硬度逐漸降低。在整個(gè)粗枝晶區(qū),盡管組織存在不均勻性,但由于溫度梯度接近,成分過(guò)冷差別較小,所以盡管隨著距離熔合區(qū)距離加大,顯微硬度有一定程度的提高,但提高的幅度不大,顯微硬度接近于不變。圖7是時(shí)效時(shí)間同顯微硬度的關(guān)系曲線。從圖中可以看出,在合金層的不同亞層,以及同一亞層的不同部位,顯微硬度在時(shí)效過(guò)程中的變化也不相同。在近熔合區(qū),隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),顯微硬度逐漸提高。這是由于近熔合區(qū)在噴焊后主要是合金元素過(guò)飽和的固溶體,這種過(guò)飽和固溶體是一種非平衡組織,因此在時(shí)效過(guò)程中將發(fā)生(Cr,Fe)7(C,B)3型硼碳化物的脫溶析出過(guò)程,從而使硬度得到進(jìn)一步提高。在粗枝晶亞層的中部和后部(近表面層)區(qū)域,顯微硬度的變化出現(xiàn)了曲折,并且在時(shí)效40h處出現(xiàn)硬度低谷,而在時(shí)效20h處出現(xiàn)硬度峰值。這可以用在時(shí)效過(guò)程中硼碳化物的脫溶析出和硼碳化物的聚集長(zhǎng)大來(lái)解釋。時(shí)效時(shí)間在10h以內(nèi),隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),顯微硬度略有下降;時(shí)效時(shí)間在10h～20h區(qū)間,隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),顯微硬度逐漸上升,并達(dá)到最高值。這是由于此時(shí)從過(guò)飽和固溶體中開(kāi)始析出新的硼碳化物相(Cr,Fe)7(C,B)3所致;當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過(guò)20h后,在20h～40h區(qū)間,盡管(Cr,Fe)7(C,B)3仍從過(guò)飽和固溶體中析出,但在此時(shí)發(fā)生了硼碳化物類型的轉(zhuǎn)變,原有的(Cr,Fe)7(C,B)3型硼碳化物向Cr23(C,B)6方向轉(zhuǎn)變,并且發(fā)生了化合物的聚集長(zhǎng)大過(guò)程,幾個(gè)方面的聯(lián)合作用,使得顯微硬度在此時(shí)效區(qū)間內(nèi),隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),顯微硬度逐漸降低,并且達(dá)到最低值;時(shí)效時(shí)間超過(guò)40h,在40h～60h區(qū)間,原有的(Cr,Fe)7(C,B)3已基本轉(zhuǎn)變完畢,新的(Cr,Fe)23(C,B)6開(kāi)始從過(guò)飽和固溶體中大量析出,盡管化合物仍然聚集長(zhǎng)大,但由于(Cr,Fe)23(C,B)6的析出作用大于化合物的聚集長(zhǎng)大作用,所以顯微硬度又開(kāi)始上升。由以上的分析可知,鈷基合金噴焊層在高溫下具有良好的硬度熱穩(wěn)定性。這為鈷基合金等離子轉(zhuǎn)移弧噴焊的應(yīng)用提供了試驗(yàn)依據(jù)。4亞層顯微硬度4.1鈷基合金等離子轉(zhuǎn)移弧噴焊合金層是由熔合區(qū)、近熔合區(qū)的細(xì)等軸狀枝晶亞層和其前方的粗枝晶亞層所構(gòu)成的,組織特征表現(xiàn)出亞共晶形態(tài)。4.2未時(shí)效的合金層主要是由以γ(Co)固溶體為基,以及分布在其中的(Cr,