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碳化物体积分数对堆焊铸铁侵蚀磨损性能的影响
摘要
本文研究了碳化物体积分数对堆焊铸铁侵蚀磨损性能的影响。本文选择了5种不同等级的焊缝堆焊铸铁件进行研究。进行了高炉烧结固体颗粒侵蚀实验,硅砂和氧化铝粒子在温和条件下(53-75mu;m,25),中度严重条件下(125-150mu;m / 100-150mu;m,50)和严重条件下(300-425mu;m, 90)撞击角度为30°和90°进行侵蚀。碳化物体积分数对侵蚀速率的影响与磨粒硬度、冲击角和冲击速度有较强的关系。在温和的侵蚀条件下，随着碳化物体积分数(CVF)的增加，侵蚀速率降低，而在中等严重的侵蚀条件下，氧化铝颗粒的侵蚀速率随着CVF的增加而增加。对于中等严重侵蚀条件下的硅砂颗粒，只有在30°时才能观察到较大体积分数碳化物的有益作用，而在正常冲击侵蚀速率下，随着CVF的增加而增加。侵蚀速率与目标材料的硬度比值(/)呈幂律关系，表示为。
随着侵蚀条件的加重，相对于轻度和中度侵蚀条件，侵蚀速率对/的依赖性更强。从碳化物中去除材料的机理与较软的烧结矿颗粒的赫兹断口有关，而较硬的氧化铝颗粒可以塑性缩进并导致碳化物的粗断裂。
关键字:耐磨堆焊;高铬铸铁合金;碳化物体积分数(CVF);侵蚀;撞击角;缩进;边缘效应;耕作。
1. 介绍
与金属相比，陶瓷材料具有更好的耐磨性和抗腐蚀性，特别是当磨料颗粒比目标材料更软时。将陶瓷相分散在韧性较强的基体中以提高材料的韧性，已成功地应用于磨损，但在侵蚀方面收效甚微。例如，WC-Co合金和含有分散硬质碳化物的高铬铁合金具有优异的耐磨性。文献较好地记录了碳化物体积分数对高铬铸铁在低应力和高应力磨损条件下磨料磨损行为的影响[1-8]。研究发现，当磨料比目标材料柔软时，含有高体积分数碳化物的白口铸铁具有优异的耐磨性。当高铬铸铁的磨料颗粒比碳化物(如石榴石和石英颗粒)更软时，高铬铸铁的耐磨性是低碳钢的20到25倍。当高铬铸铁被较硬的氧化铝或碳化硅颗粒磨损时，这一排名发生了变化[9-13]。
由于磨损过程和侵蚀过程的相似性，含有硬二相颗粒分散体的材料的侵蚀行为与磨损下的材料有很大的不同。现有的白铁侵蚀文献表明，白铁侵蚀速率的角依赖性一般较弱，侵蚀峰值出现在冲击角45-90°范围内。Aptekar和Kosel[14]以40的速度对不同体积分数的碳化物的高铬钼白口铸铁进行了腐蚀试验。随着含氧化铝颗粒碳化物体积分数的增加，侵蚀速率随撞击角的增大而增大。通过对不同腐蚀颗粒侵蚀速率的比较发现，在破碎石英颗粒中，最高的CVF合金在各个冲击角上的侵蚀速率均低于最低的CVF合金，而圆形石英颗粒则相反。他们的结论是，较大的碳化物对较硬的氧化铝颗粒的耐蚀性是有害的，而这些碳化物的有益效果只能在硬度较低的腐蚀性物质中观察到。当0.5-1.5 mm长石和石英颗粒以246的速度侵蚀白铁时，Katavic[15]在冲击角为15°时，磨损率与体硬度的相关性较好。Stevenson和Hutchings[16]以烧结矿、硅砂和碳化硅为腐蚀颗粒，研究了腐蚀硬度对堆焊高铬铸铁表面腐蚀的影响。他们发现，白口铸铁的等级随腐蚀颗粒硬度和撞击角的不同而有显著差异。
Kosel和Ahmed[17]将边缘效应确立为硬二相颗粒材料去除的重要机制之一。侵蚀研究的结果对模型合金包含或WC ()粒子分散在不同侵蚀条件下铜矩阵表明,Cu-甚至比纯铜合金在轻度侵蚀条件下(35, 30mu;m碎石英,212 - 250mu;m SPP大小和30% SPVF)没有优势。对于Cu/WC ()合金，在30°角下，随着SPVF (15-45% WC)的增加，侵蚀速率降低。SVPF值最高的Cu/WC ()合金在轻度侵蚀条件下的侵蚀速率为Cu的50%，而在重度侵蚀条件下的侵蚀速率约为70%。模型合金缺乏抗冲蚀性是由边缘效应来解释的，边缘效应是指通过微断裂增强了碳化物颗粒边缘附近材料的去除。其他一些双相材料的侵蚀行为;研究了WC-Co合金[18-23]和Al-Si合金[24-26]的微观组织参数，如第二相颗粒的尺寸和形状、第二相颗粒的体积分数以及微观组织结构对主要侵蚀机理的影响。
由此可见，对高铬铸铁焊缝堆焊后的腐蚀问题研究较少。较早的高铬铸铁腐蚀研究是在较窄的腐蚀条件下进行的。研究了碳化物体积分数等微观组织参数对白口铸铁冲蚀速率的影响。在其他双相合金(Cu-和Cu-)中，边缘效应对侵蚀机理的贡献在文献中得到了很好的解释。然而，与模型合金和WC-Co合金相比，白口铸铁具有不同的微观组织，在白口铸铁的腐蚀过程中缺乏边缘效应的证据。
研究了碳化物体积分数、碳化物粒度等微观组织参数对高铬铸铁焊缝堆焊件在大范围腐蚀条件下的侵蚀行为的影响。研究了腐蚀速率、腐蚀颗粒硬度与靶材硬度比值((/)和工作变量之间的定量关系。扫描电镜研究的重点是单粒子撞击造成的损伤和多粒子撞击造成的表面侵蚀，以获得有关材料去除机理的更多信息。本研究选用高铬“白口铸铁”作为研究对象，因为高铬“白口铸铁”广泛应用于矿山、土方、选矿设备、火力发电厂、钢铁工业等工程构件的焊接熔敷保护，以防止磨损和侵蚀。
2. 实验
2.1材料
本研究选用的堆焊合金为高铬铸铁。采用药芯焊丝电弧焊技术，在10mm厚的低碳钢板上沉积了5种不同牌号的堆焊高铬铸铁。在每种情况下，沉积两层合金以获得5mm的覆盖层厚度。第二层合金的化学成分如表1所示。
表1焊缝堆焊铸铁合金的化学成分
采用扫描电镜(SEM)，包括能量色散x射线分析(EDX)和图像分析(IA)对本次研究中使用的焊缝堆焊合金进行了表征。
2.1.1金相学
采用15mmtimes;15mm的试样进行金相分析，采用标准金相技术制备试样，用连续的碳化硅纸研磨至600-粒度光洁度。进行了铝砖抛光获得5mu;m的表面光洁度。用Kallings腐蚀剂(1.5 g Cu, 33 ml HCl, 33 ml( O, 33 ml 乙醇)对高铬铸铁堆焊合金抛光试样进行腐蚀。采用扫描电镜(SEM)背散射电子成像和电子能谱(EDX)分析方法对金相组织中各相进行了鉴别。
合金F1表明，碳化物组成的微观结构(顺序1 - 2mu;m大小)和主要的奥氏体。F2合金的显微组织中主要碳化物呈六角形和囊状。EDX分析表明，这些原生碳化物为型碳化物，铬含量较高，典型的铬含量为52.25%。这些原生碳化物被共晶碳化物和奥氏体基体包裹，如图1所示。除共晶碳化物呈网状外，F3合金的组织与F2合金相似。在F5合金的背散射SEM图像中，如图2所示，白色区域被识别为铌碳化物，这些区域的EDX分析显示，这些铌碳化物除存在于碳化物外，还存在于F5合金中，表现为原生碳化物和共晶基体中。合金F4中也发现了铌碳化物的存在，其组织与合金F5相似。SEM观察进一步揭示了堆焊合金微观组织尺度的差异；最大尺寸的碳化物是合金F2(30 - 40mu;m),其次为合金F3(15 - 25mu;m), F4(10 - 20mu;m), F5(5 - 10mu;m)和F1(1 - 2mu;m),这也证实了图像分析。
图1所示。F2合金的SEM图像显示原始碳化物呈六角形。周围基体为奥氏体和碳化物共晶。
图2所示。F5合金背散射电子像。黑色六角形是主要的碳化物。此外，还可以看到碳化铌(白色特征)。周围基体为奥氏体和碳化物共晶。
2.1.2图像分析
在海德拉巴国防冶金研究实验室电子显微镜部的徕卡图像分析系统上对堆焊高铬白口铸铁进行了图像分析。利用堆焊堆积物的抛光和蚀刻试样，测量尺寸为15mmtimes;15mm，进行图像分析，确定碳化物的体积分数。表1给出了平均20个读数的报告。
2.1.3体硬度和显微硬度测量
对于体硬度和显微硬度的测量，用连续的碳化硅纸将15mmtimes;15mm的试样磨平，得到600砂面。用维氏硬度计测定了30公斤载荷下的体硬度。结果中硬度读数平均为10。采用维氏显微硬度计(100 g)测定了高铬铸铁堆焊表面的显微硬度。采用抛光和蚀刻试样进行显微硬度测定。高铬铁合金组织中存在的共晶碳化物尺寸较小，F1合金中碳化物尺寸细小，使得共晶碳化物的显微硬度难以测量。结果中平均报告了10个读数。硬度和显微硬度值见表2。
表2焊缝堆焊铸铁合金的体硬度和显微硬度
2.2腐蚀粒子的特征
目前调查高炉烧结矿(125-150mu;m和300-425mu;m),硅砂(53-75mu;m、100-150mu;m、300-425mu;m)和氧化铝(53-75mu;m、125-150mu;m)粒子侵蚀的使用。高炉烧结矿由Bhilai钢铁厂生产，Bhilai和氧化铝颗粒由高知卡布伦登环球有限公司提供。硅砂是纳格布尔M/s扩散工程师有限公司供应的典型河砂。用振动筛对腐蚀颗粒进行干燥筛分，得到所需的馏分。在扫描电镜下观察了腐蚀颗粒的形态和大小。为了测试压痕硬度，腐蚀颗粒被安装在冷固化树脂中，然后用连续的砂纸研磨，然后用氧化铝抛光。采用岛津氏微压痕仪测定了50g载荷下的压痕硬度。表3给出了腐蚀粒子的物理性质。需要指出的是，高炉烧结矿颗粒的性能随铁矿石来源和生产工艺的不同而变化，而铁矿石来源和生产工艺控制着烧结矿颗粒的强度和棱角。图3(a)-(c)为腐蚀颗粒的SEM照片。
表3腐蚀粒子的物理性质
图3所示。侵蚀的粒子的SEM照片: (a)125 - 150mu;m高炉烧结颗粒; (b)100 - 150mu;m硅砂颗粒; (c)125 - 150mu;m氧化铝颗粒。
2.3固体颗粒冲蚀试验法
采用图4所示的鼓风式冲蚀试验台进行冲蚀试验。冲蚀试验试样为长20mm、宽15mm的矩形块体;覆盖层厚度为5mm。用一系列碳化硅研磨纸对试样进行研磨，使用水作为润滑剂和冷却剂，对400个砂粒进行表面处理，去除变形的表层。然后，这些样本被彻底清洗，用丙酮脱脂，干燥，然后用数字电子天平称重。试件表面20mmtimes;15mm处进行冲蚀试验。试样直接安装在喷嘴下方，喷嘴端与试验表面的距离为10mm。在进行冲蚀实验前，利用双盘装置[27]对冲蚀试验台进行了表征，建立了喷嘴顶部压力与颗粒出口速度之间的关系。在整个侵蚀研究过程中，颗粒进给速度保持不变，名义上为5 g·。所有侵蚀实验均在室温下进行。
图4所示 固体颗粒侵蚀试验装置示意图
侵蚀实验与125 - 150mu;m高炉烧结矿颗粒，100 - 150mu;m硅砂和125 - 150mu;m氧化铝粒子,撞击角度30°和90°和50 m的速度。此外,轻度侵蚀条件下进行了侵蚀测试(53 - 75mu;m ，25m)硅砂和氧化铝粒子和严重侵蚀条件下(300 - 425mu;m，90m)高炉烧结矿颗粒和硅砂颗粒在撞击角度30°和90°。
根据腐蚀介质和目标材料的不同，进行了一定数量的腐蚀颗粒重量在25~100 g之间的增量腐蚀试验，以获得稳态腐蚀速率。每次暴露后，用干燥的压缩空气将标本取出并清洗。然后用酒精清洗样本，用数字电子天平称重，准确度为0.1 mg。采用连续变分法对试样进行腐蚀，在腐蚀粒子质量损失图上得到一系列点。将这些数据点拟合为一条直线，由该线的斜率得到稳态侵蚀率，回归系数在0.98-0.99之间。用质量损失测量值来表示腐蚀颗粒的侵蚀速率(g 侵蚀颗粒)。图5显示了当125- 150mu;m氧化铝粒子的撞击角为30°和冲击速度50m时合金F5一个典型的稳态腐蚀曲线。
图5所示 合金F5在125 - 150mu;m氧化铝粒子速度50 m，30°角条件下侵蚀时增量侵蚀率曲线产生的影响。最佳拟合线的斜率给出了稳态侵蚀速率。回归系数R2为0.99。
2.3.1腐蚀表面的短期腐蚀试验和SEM观察
腐蚀试样经超声清洗后，再进行SEM研究。采用扫描电镜(SEM)、背散射成像和电子能谱(EDX)分析等手段对磨损表面形貌进行了研究。
此外，还对堆焊高铬铁合金的抛光和蚀刻试样进行了短期腐蚀试验，以观察单独的冲击实验。将堆焊合金的抛光和蚀刻试样置于低剂量的腐蚀颗粒中，然后用扫描电镜(SEM)观察单个微组分对固体颗粒侵蚀的影响。
3.结果
图6 (a)和(b)显示耐磨堆焊合金碳化物体积分数的函数与高炉烧结颗粒在中度严重(125 - 150mu;m，50 m)和严重侵蚀条件下(300 - 425mu;m， 90)侵蚀率的变化。图6 (c)——(e)显示耐磨堆焊合金碳化物体积分数的函数与硅砂颗粒在温和(53 - 75mu;m 25 m ),中度严重(100 - 150mu;m 50 m)和严重侵蚀条件(300 - 425mu;m, 90m)的侵蚀率的变化。图6 (f)和(g)显示耐磨堆焊合金碳化物体积分数的函数与氧化铝粒子在温和(53 - 75mu;m，25 m)和适度严重侵蚀条件(125 - 150mu;m，50 m)侵蚀速率的变化。通过侵蚀率与碳化物体积分数的幂律关系，拟合出最佳的数据点，表示为: E=m。回归系数Rsup2;、m、n的取值如表4所示。
图6所示 高铬铸铁耐磨堆焊合金(F1-F5)作为CVF的函数((a)和(b))高炉烧结颗粒在(a)中度严重侵蚀条件下(125 - 150mu;m，50 m)和(b)严重侵蚀条件下(90300 - 425mu;m), ((c)和(d))硅砂颗粒在(c)轻度侵蚀条件下 (53-75mu;m，25 m)和(d)中度严重侵蚀条件下(100-150mu;m，50 m), 硅砂颗粒在(e)严重侵蚀条件下(300 - 425mu;m，90), (f)轻度侵蚀条件下(53-75mu;m，50 m)和氧化铝粒子在(g)中度严重侵蚀条件下(125-150mu;m，50 m)的侵蚀率(mu;
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