一种控碳增韧型自保护明弧高硼堆焊药芯焊丝的制作方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及一种用于耐低应力磨粒磨损要求零部件的堆焊制造或者修复用高碳 型高硼耐磨药芯焊丝;特别涉及一种控碳增韧型自保护明弧高硼堆焊药芯焊丝。
【背景技术】
[0002] 堆焊合金耐磨性取决于合金所含碳化物尺寸、形态、分布、数量甚至位向等因素， 而韧性则与其基体数量、形态以及硬质相的形态等因素相关。大尺寸初生碳化物颗粒可有 效抵抗磨粒磨损，原位析出的第二相等硬质相颗粒因其尺寸过小，易随磨损切肩流失而丧 失耐磨质点作用。因而，制备高体积分数耐磨主相的堆焊合金可有效提高其耐磨粒磨损性 能。
[0003] 药芯焊丝明弧自保护焊以其高效、经济和环保等特点成为一种先进机械零件耐磨 层制造和再制造技术，特别在耐磨堆焊件制造获得了较多应用。它与药皮焊条电弧焊的气 渣联合保护机制、埋弧焊工艺的渣保护机制或者二氧化碳、氩气等气保护焊方式相比，明弧 自保护焊方法具有：（1)焊后焊缝表面基本无渣，可节约大量清渣时间、人力和物资；（2)采 用桶装形式供货使用的堆焊药芯焊丝，可连续离线甚至在线堆焊作业，节约更换焊条时间， 易于实现自动化和半自动化操作，整体降低企业能耗，提高生产效率；（3)无需购买焊剂或 惰性气体，减少资金投入，提高经济效益。但是，该型药芯焊丝研制技术与成本要求高，其 中，要获得经济性和耐磨性兼具的明弧自保护药芯焊丝更是要求较高。
[0004] 作为一种新型耐磨材料，高硼合金因其含有一定数量的热稳定性好、显微硬度高 的硬质相颗粒，如:Fe2B/硼化二铁(1400~1500HV)，表现出较好的耐磨粒磨损性能。与高络 铸铁合金相比，高硼合金可减少钨、钼、铌和铬等组分资源消耗，显著降低耐磨合金材料成 本，具备经济适用的优点。高硼合金含硼量大多位于1.5%以下或者在4%以上，显微组织属 于亚共晶或者过共结构。亚共晶高硼合金凝固相变过程为:L-L+初生γ -Fe-共晶（γ -Fe+ Fe2B)+初生γ -Fe-变态共晶(a-Fe+Fe2B)+初生Fe-Cr固溶体(或称富铬的铁素体F)，其组织 的典型形态是硼原子优先扩散到胞状或者树枝状初生Fe-Cr/铁-铬固溶体晶界处而形成网 状或树枝状硼化物结构，该结构致使硼合金脆性大，极易产生裂纹，胞状初生Fe-Cr/铁-铬 固溶体软，使磨粒易于锲入，因而其耐磨粒磨损性能一般，这限制了其应用范围。过共晶高 硼合金由四边形初生Fe 2B/硼化二铁颗粒和及随后在其周围形成的共晶组织构成其组织结 构，其凝固相变过程为：L-L+初生Fe2B-共晶（γ _Fe+Fe2B)+初生Fe2B-变态共晶（a-Fe+ Fe2B)+初生Fe2B，其初生和共晶Fe2B/硼化二铁相分别呈板条状或针状，且性脆。随着碳组分 加入，硼合金的共晶改变为（a-F e+Fe3C+Fe2B)和（a-Fe+Fe3(C，B))等变态共晶，并可出现 FesB/硼化八铁和Fe23(C，B)6/六碳硼化二十三铁等过渡相，显著特点有:碳含量越高，硼合 金越脆。脆性过大的主要原因该类变态共晶保留了共晶组织的形态和刚性大等缺点。该变 态共晶冲击韧性低，易开裂，显著增加高硼合金脆性，对耐磨粒磨损性能整体呈负面作用， 这降低了其服役使用寿命。基于此，目前高硼合金研究和应用对象以低碳为主，对中高碳型 涉及极少，主要因其过脆，获得具有实用价值的高碳型高硼合金则需克服其脆性过大的缺 点。
【发明内容】
[0005] 针对上述情况，本发明的目的在于提供一种既有较高韧性和经济性，又具有耐磨 性能优异的控碳增韧型自保护明弧高硼堆焊药芯焊丝。
[0006] 为实现上述目的，一种控碳增韧型自保护明弧高硼堆焊药芯焊丝，以低碳钢H08A 冷乳薄钢带为外层包皮，该包皮内配以合金、石墨和其它金属粉末构成粉芯，其堆焊合金是 于该药芯焊丝中加入不同熔化属性的高含量硼铁、高碳铬铁和钛铁的合金粉末，并通过明 弧堆焊电流控制，形成合金组分未完全熔化和未混合均匀状态的高硼堆焊熔体，且选择与 碳亲和力不同的多元合金化元素进行梯度配置，使之在共晶转变之上温度范围内梯度析出 不同碳含量的碳化物和碳硼化物，实现合金元素相组织选择性优化配置而形成，所述粉芯 各组分的重量百分含量范围为： 硼铁 40~5:0% 高碳铬铁 ：3()~40% 钛铁 6~12% 60目鳞片石墨 2.0~3.0%
[0007] 300目超细化石墨 0. 5~1, 0:? 中碳锰铁 3~5% 娃铁 2~4% 还原铁粉 余量 所述粉芯填充率为 48~52%。
[0008] 为了进一步优化技术效果，粉芯各组分的较优重量百分含量为： 硼铁 40%
[0009] 高碳铬铁 姐％ 钛铁 6% 60目鳞片石墨 2.0% 300目超细化石墨 1, 01 中碳锰铁 3%
[0010] 硅铁 4% 还原铁粉 余量 所述粉芯填充率为 50%。
[0011]为了进一步优化技术效果，粉芯各组分的较优重量百分含量为： 硼铁 邱％ 高碳铬铁 30?4 钛铁 7.5? 60目鳞片石墨 3%
[0012] 300目超细化石墨 0.5% 中碳锰铁 5% 硅铁 灘 还原铁粉 余量 所述粉芯填充率为 明%。
[0013] 为了进一步优化技术效果，粉芯各组分的较优重量百分含量为： 硼铁 45% 高碳铬铁 35% 钛铁 Μ 60目鱗片石墨 2.5%
[0014] 300目超细化石墨 0.5% 中碳锰铁 《 硅铁 3% 还原铁粉 余量 所述粉芯填充率为 51%。
[0015] 为了进一步优化技术效果，粉芯各组分的组成粉末全部过60目筛。
[0016] 为了进一步优化技术效果，60目鳞片石墨和300目超细化石墨的加入方式为:组合 加入。
[0017] 为了进一步优化技术效果，堆焊电流控制值为:300~350Α。
[0018] 为了进一步优化技术效果，堆焊药芯焊丝拉拔成型时选择的拉拔润滑剂为:300目 超细石墨。
[0019] 为了进一步优化技术效果，粉芯各组分的高碳铬铁含铬量为68~72%、含碳量为 8%，钛铁含钛量为25~35%，硼铁含硼量18%，中碳锰铁含锰量78~85%、含碳量1.5%，鳞 片石墨和超细化石墨含碳量不低于98%，硅铁含硅量40~47%，还原铁粉含铁量不低于 98% 〇
[0020] 本发明一种控碳增韧型自保护明弧高硼堆焊药芯焊丝，它主要采用在堆焊药芯焊 丝中加入高含量的硼铁和高碳铬铁、钛铁等合金粉末，利用熔体先期析出TiC/碳化钛相而 固定了一部分碳原子，M 2B/硼化二金属元素、M23(C，B)6/六碳硼化二十三金属元素等(该分 子式所含Μ代表铁，铬等金属元素，下同）相的相继形成使得熔体所含硼、碳原子数量大幅度 下降，显著降低了沿晶脆性共晶（a-Fe+M 3(C，B)数量，甚至完全抑制其形成，沿晶间隔断续 分布的M3(C，B)/碳硼化三金属元素、铁素体F和马氏体Μ的混合组织结构增强了合金韧性。 该高硼合金的凝固相变过程为:L-L+TiC-L+TiC+M2B(少量)-y-Fe+TiC+(M2B(少量)+Μ 23 (C，B)6(大量））-M3(C，B)+M+F+(M2B+M 23(C，B)6)，这显示该合金耐磨相呈梯次结晶凝固方式 进行，如下所示：
[0021 ] (1)先期原位析出Tie/碳化钛相而固定一部分碳，TiC/碳化钛熔点3140°C;
[0022] (2)接着，以硼铁组分熔化形成的高硼原子团簇则聚集形成显微硬度高达1448.7 ~1739.8HV〇.d^M2B/硼化二金属元素相析出。根据铁-硼二元相图可知，Fe2B/硼化二铁的形 成温度位于1149~1389°C之间，该相中铁被铬，锰元素置换取代后会提高其析出温度。M2B/ 硼化二金属元素相析出，相当于锁住了一部分聚集硼原子团簇；
[0023] (3)随后，熔体大部分形成显微硬度965.4~1049.3狀〇.1的胞状跑3((：，8) 6/六碳硼 化二十三金属元素相，由铁-碳-铬相图可知，M23C6/六碳化二十三金属元素的形成温度1180 ~1300°C，高于铁-碳-硼三元相图所示L-Y-Fe+M2B+Fe3C三相1097°C共晶转变温度和L- y-Fe+Fe3(C，B)两相1129°C共晶转变温度；
[0024] (4)M23(C，B)6/六碳硼化二十三金属元素相大面积形成，使得堆焊熔体所含大部分 硼、碳原子被固定在该相之内，这导致胞状M23(C，B)6/六碳硼化二十三金属元素相晶界区域 的硼、碳原子含量显著下降，可形成的碳硼化物数量急剧减少，只能断续分布，其间奥氏体 γ-Fe因其碳含量不同而分别转变为间隔分布的铁素体F和马氏体M，这就形成了沿晶间隔 断续分布的M3(C，B)/碳硼化三金属元素、铁素体F和马氏体Μ的混合组织结构；
[0025] (5)还有，数量较少的Μ2Β/硼化二金属元素相被复杂面心立方结构的M23(C，B) 6/六 碳硼化二十三金属元素包围形成双相复合耐磨相；因 M23(C，B)6/六碳硼化二十三金属元素 固溶了一部分钛原子形成卬6，&，11，11)23((：，8)6/六碳硼化二十三铁、