等离子喷焊时的组织结构和显微硬度

等离子喷焊时的组织结构和显微硬度

1等离子转移弧喷焊后物相的变化通过在便宜的木材表面形成良好的耐腐蚀性材料，可以降低材料成本，节省宝贵的材料，提高材料的使用寿命。许多文献报道了钴基自熔性合金在等离子转移弧喷焊方面的应用,但大都集中在喷焊工艺及喷焊后性能方面,对于等离子弧堆焊后的组织结构和物相虽也有研究,但主要集中在未处理状态下的情况,而研究时效处理对物相和显微硬度的影响却未见报道。本文旨在研究钴基合金等离子转移弧喷焊时效前的组织结构和物相,以及时效后物相和显微硬度的变化。2实验方法和过程喷焊基材为200mm×35mm×20mm的Q235A低碳钢板状试样。喷焊材料为Co-Cr-W系钴基自熔性合金粉末,化学成分见表1。钴基合金粉末的粒度为-80～+200目,喷焊层厚度约为3.5mm。用型号为L4-400PC型等离子弧喷焊机进行喷焊实验,工艺规范为:转移弧电流约210A,转移弧电压约35V,主气流量0.3MPa,离子气流量0.3m3/h,送粉气流量0.2m3/h,送粉电压11V,摆动电压约25V,行走电压约17V,冷却水压力3MPa,喷距9mm,焊枪摆幅20mm。用OLYMPUS-PME3型金相显微镜和带有能谱仪的PHILIPS扫描电镜(SEM)对堆焊合金层显微组织进行观察分析,利用XD-3A型X射线衍射仪对时效前后堆焊层的表面进行物相分析,X射线衍射采用CuKα靶材,用Ni作为滤光器,扫描速度为1°/min。用HV-1000型显微硬度计测量时效前后堆焊层剖面显微硬度。显微硬度测量方法见图1所示。3结果与讨论3.1时效过程中旧相的分解和出离产生X射线衍射分析表明,在未处理的钴基合金层中存在γ(Co)和(Cr,Fe)7(C,B)3两个物相(见图2a)。喷焊合金层经过600℃,60h时效后的X射线衍射图谱分析结果(见图2b)表明,在时效过程中发生了旧相的分解和新相的析出过程。部分(Cr,Fe)7(C,B)3发生分解,并转变成了更稳定的Cr23(C,B)6。这是由于在等离子弧喷焊快速加热快速冷却条件下,γ相中固溶有Si,W,Mo,Co,Ni等合金元素而呈现出过饱和的非平衡状态,在随后的时效处理过程中,过饱和固溶体必然按照热力学原理而发生分解,从而从γ相中析出(Cr,Fe)7(C,B)3。同时由于(Cr,Fe)7(C,B)3属于非平衡化合物,是一种亚稳相,在时效过程中必然要发生由非平衡状态向平衡状态的转变,即由(Cr,Fe)7(C,B)3转变形成更稳定的Cr23(C,B)6。3.2道德形貌及晶体结构等离子弧喷焊合金层的显微组织特征如图3所示。从图3a中可以看出,喷焊合金层可以分为三个不同的亚层:熔合区(结合区)亚层,近熔合区的细等轴状枝晶亚层以及喷焊层表面和近熔合区之间具有一定方向性的粗枝晶亚层。在合金层和基材之间存在的明显白亮带就是熔合区。从图3a中可以看出,这条白亮带比较曲折,有部分呈齿牙状态,说明在等离子弧高能热源作用下,喷焊合金层中的元素和基材之间的元素浓度梯度大,扩散作用强,在形成熔池的过程中,元素互相强烈扩散,在凝固后形成了非常优良的冶金结合。由于熔合区是等离子弧熔化时的液固界面,再加上基体温度低,液固界面温度梯度很大,成分过冷最小,因此凝固时液固界面推进的速度较慢,呈平面晶的方式凝固。近熔合区层和枝晶亚层的组织由于在等离子弧高能热源作用下,液态成分起伏较大,局部微区冷却速度不同,从而使各亚层组织呈现出明显的不均匀性。随着凝固界面的推移,液相温度梯度逐渐减小,成分过冷加大,晶核迅速长大,从而形成了近熔合区的细等轴状枝晶亚层以及喷焊层表面和近熔合区之间具有一定方向性的粗枝晶亚层。粗枝晶亚层的厚度约为3.5mm,枝晶主干大体上垂直于熔合区方向分布,也就是说枝晶主干的生长方向与热流基本一致。从图3还可以看出,喷焊合金层显微组织具有快速凝固时亚共晶的枝晶生长特征,喷焊合金层在冷却过程中先析出γ枝状晶,在继续冷却过程中,由于已形成的枝晶主干之间存在温度梯度和浓度起伏,所以又沿枝晶主干生成二次晶。由于近熔合区温度梯度较大,所以形成的一次晶主干很短,表现出等轴状枝晶特征。近熔合区前方的粗枝晶亚层的组织由于温度梯度小于近熔合区,所以一次晶主干较发达,表现出较粗的枝晶生长特征。另一方面,当合金层继续冷却到共晶转变温度时,在枝晶之间开始生成共晶组织。共晶组织中的共晶化合物具有不同的形态,主要有平行短棒状及球状或花瓣状,它们各自联合成网状分布,见图4和图5所示。图中呈白色平行短棒状及球状或花瓣状的组织为共晶硼碳化物相(Cr,Fe)7(C,B)3,黑色的为基体相γ(Co)。相应的能谱分析结果见表2所示。由表可知,共晶化合物的形态不同,其元素含量也有不同。3.3时效对显微硬度的影响时效前后钴基等离子弧喷焊合金层沿层深方向的显微硬度分布如图6所示。由图可以看出,时效前后,合金层剖面显微硬度存在差异。未经过时效处理的枝晶亚层显微硬度平均为438.3HVl(429.6～450.6HVl),并且在粗枝晶区前部出现显微硬度最高值(450.6HVl),在粗枝晶区中部出现显微硬度低谷(429.6HVl)。近熔合区显微硬度最低,这与近熔合区主要是由γ相组成有关,未经时效处理的合金层显微硬度平均值为429.6HVl(395.3HVl～450.6HVl)。经过600℃时效60h处理后,钴基合金层的显微硬度得到提高,在喷焊合金层的近熔合区具有硬度最大值(510HVl),整个合金层的平均硬度为477.7HVl(465.7HVl～510HVl),比未时效前平均提高约48.1HVl(平均提高约11%)。时效处理硬度曲线的这种变化趋势与喷焊后不同区域固溶体合金元素的过饱和度有关。在近熔合区,尽管组织主要是由γ相组成,但由于此处冷却速度较大,所以组织比较细小,呈等轴状枝晶分布,所以在时效后,从过饱和固溶体中析出的硼碳化物比较细小,硼碳化物类型转变后所得到的新型硼碳化物也比较细小,所以显微硬度最高。随着距离熔合区距离加大,温度梯度减小,喷焊凝固后的组织较近熔合区粗大,共晶硼碳化物比较粗大,所以时效后从过饱和固溶体中析出的硼碳化物以及硼碳化物类型转变所形成的新型硼碳化物均较近熔合区粗大,所以显微硬度逐渐降低。在整个粗枝晶区,尽管组织存在不均匀性,但由于温度梯度接近,成分过冷差别较小,所以尽管随着距离熔合区距离加大,显微硬度有一定程度的提高,但提高的幅度不大,显微硬度接近于不变。图7是时效时间同显微硬度的关系曲线。从图中可以看出,在合金层的不同亚层,以及同一亚层的不同部位,显微硬度在时效过程中的变化也不相同。在近熔合区,随着时效时间延长,显微硬度逐渐提高。这是由于近熔合区在喷焊后主要是合金元素过饱和的固溶体,这种过饱和固溶体是一种非平衡组织,因此在时效过程中将发生(Cr,Fe)7(C,B)3型硼碳化物的脱溶析出过程,从而使硬度得到进一步提高。在粗枝晶亚层的中部和后部(近表面层)区域,显微硬度的变化出现了曲折,并且在时效40h处出现硬度低谷,而在时效20h处出现硬度峰值。这可以用在时效过程中硼碳化物的脱溶析出和硼碳化物的聚集长大来解释。时效时间在10h以内,随着时效时间延长,显微硬度略有下降;时效时间在10h～20h区间,随着时效时间延长,显微硬度逐渐上升,并达到最高值。这是由于此时从过饱和固溶体中开始析出新的硼碳化物相(Cr,Fe)7(C,B)3所致;当时效时间超过20h后,在20h～40h区间,尽管(Cr,Fe)7(C,B)3仍从过饱和固溶体中析出,但在此时发生了硼碳化物类型的转变,原有的(Cr,Fe)7(C,B)3型硼碳化物向Cr23(C,B)6方向转变,并且发生了化合物的聚集长大过程,几个方面的联合作用,使得显微硬度在此时效区间内,随着时效时间延长,显微硬度逐渐降低,并且达到最低值;时效时间超过40h,在40h～60h区间,原有的(Cr,Fe)7(C,B)3已基本转变完毕,新的(Cr,Fe)23(C,B)6开始从过饱和固溶体中大量析出,尽管化合物仍然聚集长大,但由于(Cr,Fe)23(C,B)6的析出作用大于化合物的聚集长大作用,所以显微硬度又开始上升。由以上的分析可知,钴基合金喷焊层在高温下具有良好的硬度热稳定性。这为钴基合金等离子转移弧喷焊的应用提供了试验依据。4亚层显微硬度4.1钴基合金等离子转移弧喷焊合金层是由熔合区、近熔合区的细等轴状枝晶亚层和其前方的粗枝晶亚层所构成的,组织特征表现出亚共晶形态。4.2未时效的合金层主要是由以γ(Co)固溶体为基,以及分布在其中的(Cr,