铁基堆焊层材料及用其进行表面堆焊的方法

摘要

本申请涉及铁基玻璃形成合金以及它们以粉末、带芯焊丝和焊条形式的制造，用于产生适于各种堆焊层表面硬化应用技术的原料。这些合金在被焊接时形成极硬并且相应地极耐磨的组织。这些合金的新型方法允许代替常规的高硬度和耐磨表面硬化合金，所述合金常常为由粘结剂和硬质颗粒例如碳化物、硼化物、硼碳化物、氮化物等构成的复合材料。

权利要求

1.金属合金，包含：

组合物，该组合物包含：35-65原子％的基础金属，该基础金属包含铁和锰；10-50原子％的选自硼、碳、硅或其组合的间隙元素、3-30原子％的选自铬、钼、钨或其组合的过渡金属；以及1-15原子％的铌；其中所述组合物形成包含复杂硼化物、复杂碳化物或硼碳化物的相的α-Fe和/或γ-Fe的延性基质。

2.根据权利要求1的金属合金，其中所述组合物呈直径为0.01-0.5英寸的带芯焊丝的形式。

3.根据权利要求1的金属合金，其中所述组合物呈直径为0.1-0.5英寸的焊条的形式。

4.根据权利要求1的金属合金，其中当将所述组合物施加于基材上时，所述组合物具有大于或等于Rc 64的焊接沉积物硬度。

5.根据权利要求1的金属合金，其中当将所述组合物施加于基材上时，所述组合物具有小于0.20g的ASTM G65规程A重量损失，所述ASTM G65规程A涉及持续6000循环的试验。

6.根据权利要求1的金属合金，其中当将所述组合物施加于基材上时，所述组合物在基材表面的250微米内表现出最大的硬度。

7.一种金属合金组合物，包含：

44.2-55.4原子％的基础金属，所述基础金属包含铁和锰；

20.2-39.3原子％的选自硼、碳、硅和其组合的间隙元素；

13.3-20.5原子％的选自铬、钼、钨和其组合的过渡金属；和

3.2-4.4原子％的铌。

8.根据权利要求7的金属合金组合物，其中所述组合物呈直径为0.01-0.5英寸的带芯焊丝的形式。

9.根据权利要求7的金属合金组合物，其中所述组合物呈直径为0.01-0.5英寸的焊条的形式。

10.根据权利要求7的金属合金组合物，其中当将所述组合物施加于基材上时，所述组合物具有大于或等于Rc 68的焊接沉积物硬度。

11.根据权利要求7的金属合金组合物，其中当被施加于基材上时，所述组合物具有小于0.08g的ASTM G65规程A的重量损失，所述ASTM G65规程A涉及持续6000循环的试验。

12.根据权利要求7的金属合金组合物，其中当将所述组合物施加于基材上时，所述组合物在基材表面的250微米内表现出最大的硬度。

13.对基材进行表面硬化的方法，包括以下步骤：提供包含如下成分的组合物：35-65原子％的基础金属，所述基础金属包含铁和锰；10-50原子％的选自硼、碳、硅及其组合的间隙元素；3-30原子％的选自铬、钼、钨及其组合的过渡金属和1-15原子％的铌；以及将所述组合物焊接到基材上。

14.根据权利要求13的方法，还包括将所述组合物雾化并形成粉末，其中所述粉末具有15-250μm的颗粒尺寸。

15.根据权利要求13的方法，还包括将所述组合物形成为直径0.01-0.50英寸的带芯焊丝。

16.根据权利要求13的方法，还包括将所述组合物形成为直径0.01-0.50英寸的焊条。

17.根据权利要求13的方法，其中所述焊接还包括选自激光焊接、等离子转移电弧焊(PTAW)、气体金属电弧焊(GMAW)、金属惰性气体焊接(MIG)、埋弧焊、明弧焊、有保护的金属电弧焊(SMAW)、手弧焊和其组合的工艺。

说明书

铁基堆焊层材料及用其进行表面堆焊的方法

技术领域

[0001] 本公开涉及铁基玻璃形成合金和制备该合金以制造用于各种堆焊层(weldoverlay)表面硬化应用技术的原料的方法。本申请还涉及可以通过使用常规的工业处理策
略处理成工业产品而无需宏观掺合以形成宏观复合物的目标合金化学组成。

背景技术

[0002] 堆焊层材料可以是可从硬质颗粒开始开发的宏观复合物，所述硬质颗粒可以包括碳化物(即WC、VC、Cr3C2、Cr23C6、TiC、HfC等)、硼化物(TiB2、ZrB2等)、硼碳化物(M(BC)2、
M(BC)3、M23(BC)6等)、氮化物(即BN、TiN、AlN等)和/或如金刚石的其它特定硬质相等等，
可以按各种体积分数(即通常为15-90原子％的硬质颗粒)将所述颗粒与可以为镍(或镍
合金)基、钴(或钴合金)基或铁(或铁合金)基的适当粘结剂结合。该粘结剂可以提供
保持硬质颗粒的基质，保持方式为通过充分润湿其表面使得在未完全溶解时被捕获。该粘
结剂还提供韧性/抵抗裂纹的措施，以使得该复合物能够充分得以使用。

发明内容

[0003] 示例性的实施方案涉及可用于表面硬化堆焊层应用的金属合金组合物。该合金组合物可包含35-65原子％的由铁和锰构成的基础金属；10-50原子％的选自硼、碳、硅或其
组合的间隙元素；3-30原子％的选自铬、钼、钨或其组合的过渡金属；和1-15原子％的铌。
该组合物可形成包括复杂硼化物、复杂碳化物或硼碳化物的相的α-Fe和γ-Fe的延性基
质。

[0004] 另一示例性实施方案还涉及可用于表面硬化堆焊层应用的金属合 金组合物。该合金组合物可包括44.2-55.4原子％的由铁和锰构成的基础金属，20.2-39.3原子％的选
自硼、碳、硅和其组合的间隙元素，13.3-20.5原子％的选自铬、钼、钨和其组合的过渡金属
以及3.2-4.4原子％的铌。

[0005] 另一示例性实施方案涉及对基材进行表面硬化的方法。该方法可以包括：提供包含35-65原子％的由铁和锰构成的基础金属，10-50原子％的选自硼、碳、硅和其组合的间
隙元素，3-30原子％的选自铬、钼、钨和其组合的过渡金属以及1-15原子％的铌的组合物；
以及将所述组合物焊接到基材上。

[0006] 附图简述

[0007] 参照附图可更好地理解以下的详细说明，提供这些附图是出于解释目的而不应视为限制本发明的任何方面。

[0008] 图1图解了在两种不同的冷却速度下凝固的合金6的示例性DTA扫描；上面的曲线表示高的冷却速度，下面的曲线表示低的冷却速度。注意，可以清楚地看到玻璃至结晶态
的转变峰。

[0009] 图2是显示示例性焊接合金化学组成的原子百分比与Fe+Mn(左侧图例)、B+C+Si(中间靠左)、Cr+Mo+W(中间靠右)和Nb(右侧图例)之间函数关系的坐标图。

[0010] 图3图解了在两种不同的冷却速度下凝固的合金5气体雾化粉末的示例性DTA扫描；上面的曲线为15-53μm粉末，下面的曲线为53-250μm的粉末。注意，可清楚地看到玻
璃至结晶态的转变峰。

[0011] 图4a和4b图解了以3.5磅小时沉积的合金5 PTAW堆焊层的(a)示例性实验X射线衍射图样(b)Rietveld精修的X射线衍射图样。

[0012] 图5a和图5b图解了以18.0磅小时沉积的合金5 PTAW堆焊层的(a)示例性实验X射线衍射图样(b)Rietveld精修的X射线衍射图样。

[0013] 图6a和图6b图解了以3.5磅/小时焊接的合金5 PTAW样品的示例性SEM背散射电子显微照片，a)低放大倍数，b)高放大倍数。

[0014] 图7a和图7b图解了以18.0磅/小时焊接的合金5 PTAW样品的示例性SEM背散射电子显微照片，a)低放大倍率，b)高放大倍率。

[0015] 图8a和图8b图解了以3.5磅/小时焊接的合金5 PTAW样品的示例性SEM二次电子显微照片，a)低放大倍率，b)高放大倍率。

[0016] 图9图解了以二道次堆焊层磨损板形式的示例性合金5 GMAW表面硬化沉积物的照片。

[0017] 图10a和图10b图解了在磨损试验之后的示例性合金5GMAW堆焊层，(a)1道次样品，(b)2道次样品。

[0018] 图11a和图11b图解了合金5GMAW样品的(a)示例性实验X射线衍射扫描(b)Rietveld精修的X射线衍射扫描。

[0019] 图12a、12b、12c和12d图解了显示合金5的示例性GMAW焊接结构的示例性SEM背散射电子显微照片，a)显示组织的低放大倍率，b)基质相的高放大倍率，c)初生硼碳化
物相类型1的高放大倍率，d)硼碳化物相类型2的高放大倍率。

[0020] 图13图解了合金5单道次GMAW堆焊层的示例性SEM背散射电子显微照片，显示了从基材到基础金属的维氏显微硬度变化。

[0021] 图14图解了合金6双道次GMAW堆焊层的示例性SEM背散射电子显微照片，显示了从基材到基础金属的维氏显微硬度变化。

具体实施方式

[0022] 本发明涉及可以形成均匀性质的液态熔融物的合金设计。可以将目标合金化学组成通过使用常规的工业处理策略处理成工业产品，而无需宏观掺合以形成宏观复合物。例
如，为了制备粉末，可以使用例如雾化的方法将液态熔融物破碎成粉末颗粒。然后可以将粉
末颗粒分级(size)以产生用于各种覆层应用策略的目标粉末尺寸。此外，可以单独地、与
市购的粉末结合或组合使用颗粒，以形成用于各种焊接工艺的带芯焊丝和焊条。

[0023] 可以在玻璃形成化学配比的附近制定用于表面硬化的合金设计。金属合金组合物可以由基础金属、至少一种间隙元素、至少一种过渡 金属和铌构成。基础金属可以包括铁
和锰，并且可以按35-65原子重量百分比(原子％)的组成范围存在于合金中，该范围包括
其中所有的值和增量。间隙元素可以包括例如可按10-50原子％的组成范围存在于合金中
的硼、碳和/或硅，该范围包括其中所有的值和增量。过渡金属可以包括例如可按约3-30
原子％的组成范围存在的铬、钼和/或钨，该范围包含其中所有的值和增量。此外，铌可以
按1-15原子％的组成范围存在。在示例性实施例中，基础金属可以按44.2-55.4原子％的
范围存在，一种或多种间隙元素可以按20.2-39.3原子％的范围存在，一种或多种过渡金
属可以按13.3-20.5原子％的范围存在，铌可以按3.2-4.4原子％的范围存在。

[0024] 示例性合金组合物

[0025] 表1概括了示例性合金化学组成。可以在实验或生产规模上制造合金并然后进一步将其处理为用于各种堆焊层应用策略中所使用的表面硬化的原料。在图2中，还图解了
各合金的原子百分比与Fe+Mn、B+C+Si、Cr+Mo+W以及铌之间的函数关系。因此，虽然这些示
例性化学组成不包含全部，但代表可实现具有希望的特定硬度和耐磨性能的特定细化组织
的化学组成。

[0026] 表1 GMAW焊接合金的原子百分比

[0027])
％
子
原
(
bN 2.3 3.3 5.3 1.4 7.3 4.4 7.3 8.3 9.3
)
％
子
原
(
W
+oM+rC 3.31 9.41 5.61 3.61 5.81 3.71 2.91 8.91 5.02 )
％
子
原
(
iS+C+B 3.93 2.53 9.03 7.92 6.52 8.52 0.42 2.22 2.02 )
％
子
原
(
n
M+eF 2.44 6.64 1.94 9.94 2.25 5.25 1.35 2.45 4.55

1 2 3 4 5 6 7 8 9
金 金 金 金 金 金 金 金 金 金
合 合 合 合 合 合 合 合 合 合

[0028] 如上面间接所述，可以将合金组合物雾化以提供粉末。示例性雾 化方法可以包括气体雾化、离心雾化或水雾化。可通过使用各种技术例如筛分、分选和空气分选将粉末颗粒
分级。在示例性实施方案中，至少50％的粉末颗粒可以落入10-300μm的范围中，所述范
围包含其中所有的值和增量，例如处于53-106μm、53-150μm或45-180μm等的范围中。
但应理解，可以设想其它的颗粒尺寸范围，并根据应用或希望的表面硬化堆焊技术，这些范
围可以更窄或更宽，以及颗粒尺寸可以更大或更小。例如，在激光熔覆的过程中可以使用
53-106μm的颗粒作为原料，并且对于等离子转移电弧焊(PTAW)，可将45-180μm的粉末用
作原料。

[0029] 可以单独地、与市购的粉末组合或结合地使用这里设想的粉末，或者也可以单独使用市购的粉末，以找到特定的目标化学组成并放入带芯焊丝内部以制造金属粉末的带芯
焊丝。可以按0.01-0.5英寸范围中的各种直径制造带芯焊丝，这些范围包括但不限于其
中所有的值和增量，例如0.045″、1/16″、7/64″、1/8″和3/16″。可以将带芯焊丝用作
使用焊丝的各种焊接处理的原料。焊丝馈送表面硬化技术的例子包括但不限于气体保护
金属电弧焊(GMAW)、金属惰性气体(MIG)焊接、埋弧焊和明弧焊。可以单独地、与市购的粉
末一起或与市购粉末结合地使用粉末，并且将其放入带芯焊丝的内部以制造包括但不限于
0.045″、1/16″、5/64″、3/32″、1/8″和3/16″的各种直径的焊条，并通过包括但不限于
有保护的金属电弧焊(SMAW)或手弧焊(stickwelding)的各种表面硬化策略进行焊接。

[0030] 可以将该合金施加于包括各种钢合金在内的许多基材上。如上面间接所述，可以将该合金用于各种堆焊工艺，例如激光焊接、等离子转移电弧焊(PTAW)、气体金属电弧焊
(GMAW)、金属惰性气体焊接(MIG)、埋弧焊、明弧焊、有保护的金属电弧焊(SMAW)或手弧焊。

[0031] 另外，如上面间接所述，可以将该合金配制为形成基本上为玻璃态的组合物。例如在图1中，显示了在高和低的冷却速度下处理的合金6的示例性DTA扫描。上面的曲线表
示在高的冷却速度下制造的合金6的示例性DTA扫描，而下面的曲线表示在较低的冷却速
度下制造 的合金6的示例性DTA扫描。在660℃的峰值温度附近看到各曲线上的单一的示
例性玻璃至结晶态转变峰。再次注意到，可以按用于包括激光、PTAW、GMAW和MIG的各种表
面硬化应用的焊丝和粉末形式制造合金。

[0032] 玻璃合金的形成可以细化晶体显微组织的等级。细化的水平可以依赖于各种因素，包括合金的玻璃形成能力、工业处理方法的冷却速度、总的热输入、堆焊层沉积物的厚
度等。工业焊接工艺的平均冷却速度可以比由原料形成金属玻璃的临界冷却速度大(即更
快)，并且可以在焊接期间形成金属玻璃焊接沉积物。如果总的热输入不足以引起反玻璃
化，那么可用埃级显微组织形成金属玻璃堆焊层，但如果总的热输入过大，那么会出现导致
形成纳米级复合显微组织的部分或完全的反玻璃化作用。

[0033] 如果用于金属玻璃形成的临界冷却速度比选择的工业堆焊层工艺的平均冷却速度大，那么在成核和生长之前仍可获得高的过冷。过冷可被理解为将液体的温度降低到低
于凝固温度并仍维持液体形式。比常规合金中获得的过冷大几百度的过冷可以导致更高的
成核驱动力，而依赖于温度的扩散过程的减少可以导致增加的成核频率和减少的用于晶粒
/相生长的时间。因此，随着过冷水平的增加，得到的平均晶粒/相尺寸可能减小。

[0034] 由于在各个颗粒中可能出现较少的应力集中并且产生的任何裂纹可能在更加延性的基质相中被滞止/桥接，因此晶粒/相的减小和更细的硬质颗粒尺寸可以导致堆焊层
韧度的增加。细颗粒还可以优先地磨损常规的宏观复合堆焊层材料的基质。例如，可以通
过使用45-180μm的粗WC细粒组成的常规PTA粉末，并可以将其添加到可以是含镍、铬、硼
和硅的合金的镍基基质粉末中。虽然得到的45-180μm(如果不出现溶解)WC颗粒可能很
硬，但基于其化学组成的镍基质通常可以为Rc35-50。因此，如果存在如砂子的细颗粒，那么
基质会优先磨损，导致WC硬质相的拔出。

[0035] 根据实现的过冷、临界冷却速度、总的热输入等，可以在焊接期 间原位形成较细的硬质颗粒尺寸。在反玻璃化的玻璃的极端情形中，硬质碳化物、硼化物、硼碳化物
和/或氮化物细粒的尺寸可以为5-100nm，在可实现高过冷的其它情形中，硬质相的尺度
可以为400-1000nm(即1μm)，且在可实现有限过冷的其它情形中，硬质相的尺度可以为
1000-25000nm(即25μm)。因此，在几乎所有的情形中，硬质细粒的尺度会比在常规的市购
表面硬化材料中实现的尺度更细。较细分布的硬质颗粒尺寸可以防止基质在磨蚀条件下的
优先磨损。

[0036] 除了减小显微组织尺度以外，可以将析出物的体积分数增加到常规方法通常不能获得的高水平。例如，如实施例所示的那样，各种高体积分数的硬质硼化物、碳化物和/或
硼碳化物析出物可以在焊接期间以大于15％并至少达75％的硬质相的范围析出。在常规
的PTA表面硬化宏观复合物粉末中，虽然可以容易地向粘结剂混合任何比率的硬质金属，
但因不完全湿润和脆性的问题，通常仅可以使用至多65％的硬质金属。在带芯焊丝中，因体
积限制，更少的硬质相可被加入金属焊丝芯部的中间。例如，在制造0.01-0.5英寸范围的
金属带芯焊丝时，通常35％、40％和45％分别为最大的填充率，所述范围包含其中所有的
值和增量，例如0.045″、1/16″和7/64″。

[0037] 可以在较高的焊接速度下(即，英寸每分钟(IPM)焊丝馈送焊接或粉末馈送系统中的磅每小时(磅/小时))使用本文中的合金。在常规的宏观复合物堆焊层材料中，较高
的沉积速度可能必需较高的热输入，由于在复合物混合物中添加的硬质细粒常常会破裂、
完全或部分溶解、和/或导致更脆或更软的劣等相的二次析出，因此这会导致问题。在当前
设想的合金制剂中，硬质颗粒可以在凝固期间形成，因此不会导致这些问题。

[0038] 当将该合金施加于基材上时，其可以表现出大于约64Rc的硬度值和比64Rc大的所有值和范围。该合金的最大硬度可能出现在基础金属表面的250微米内。此外，通过利用
44.2-55.4原子％的基础金属、20.2-39.3原子％的至少一种间隙元素、13.3-20.5原子％
的至少一种过渡金属和3.2-4.4原子％的铌的示例性组合物，可以获得比约Rc 68 大的硬
度。另外，当将该合金施加到基材上时，其可以表现出通过ASTMG65规程A(6000循环)测
量的具有小于0.20g的质量损失耐磨性，该范围包含其中所有的值和增量，例如0.1、0.08
等。而且，通过利用44.2-55.4原子％的基础金属、20.2-39.3原子％的至少一种间隙元素、
13.3-20.5原子％的至少一种过渡金属和3.2-4.4原子％的铌的示例性组合物，可以获得
小于0.08g的耐磨性。此外，如上面间接所述，该合金可以包括由α-Fe和/或γ-Fe相构
成的延性基质，该延性基质包括如下的相：复杂硼化物(即，M2B和M3B，其中M可以为存在
于合金组合物中的过渡金属)、复杂碳化物(M1C1和M23C6，其中，M可以为存在于合金组合物
中的过渡金属)和/或硼碳化物。以下进一步说明该合金的硬度和磨损性能的示例性实施
方案。

[0039] 堆焊层硬度

[0040] 用洛氏硬度C标度测量表1所示的合金的堆焊层的硬度。在表2、表3、表4和表5中，显示了用GMAW焊接的单道次和双道次堆焊层的硬度。注意，在由1/16″、0.045″和
7/64″三种不同直径焊丝制成的表面硬化沉积物中显示出合金5硬度。再次注意，7/64″
堆焊层数据是对于在明弧条件(即没有覆盖气体)下焊接的样品。在表6和表7中，显示
了单道次和双道次PTAW堆焊层的硬度。可以看出，除了分别过软和过脆以致不能得到精确
读数的合金9和合金1以外，显示的所有合金均表现出比Rc 64更大的高硬度。此外，这些
合金中的大部分实现比Rc 68更大的硬度，而包括合金6、合金2、合金3和合金5的少数合
金超过了Rc 70。

[0041] 再次注意，如这些表所概括的那样，与稀释的效果无关，不仅在双道次样品中，而且在单道次样品中都实现了高的硬度。在常规的堆焊层材料中，常常直到至少第二或第三
堆焊层才可获得高硬度和耐磨性，这可能归因于来自被焊接的基础基材稀释的效果。注意，
对于表2-7中的所有样品，在“坯体”A36钢上执行焊接，使得焊接几乎不吸收或不吸收添加
物。合金中的高的单道次硬度可能不是由于不会出现 稀释，而是由于合金被“过合金化”，
即，对合金考虑可能出现的稀释并因此可以调整合金，从而允许获得最大的硬度。

[0042] 表2 GMAW堆焊层的单道次硬度

[0043])
”46
/7(
5 2 6 1 2 3 9 8 9 5 50
金合 .27 .27 .27 .27 .17 .17 .27 .17 27 .17 .27

)
”
540.
0(
5
金合 0.07 0.96 0.07 0.07 0.07 0.07 0.07 0.07 0.96 0.96 7.96

)
”61
/1(
5
1 8 3 7 5 0 5 7 3 3 4
金合 .27 .07 .07 .07 .17 .27 .27 .07 .17 .27 .17

3
金合 0.37 0.27 8.27 9.27 6.27 0.27 6.27 8.27 0.27 8.27 6.27
2
金合 6.76 7.96 5.76 7.07 1.17 3.17 5.86 0.07 6.17 8.17 0.07

)
cR(
度 1# 2# 3# 4# 5# 6# 7# 8# 9# 01# 均
硬 点 点 点 点 点 点 点 点 点 点 平

[0044] 表3 GMAW堆焊层的双道次硬度

[0045]硬度 (Rc) 合金2 合金3 合金5 (1/16”) 合金5 (0.045”) 合金5 (7/64”)
点#1 66.4 73.5 72.0 70.5 72.4
点#2 70.2 74.3 70.7 72.1 71.9
点#3 65.3 73.2 71.0 71.5 70.4
点#4 66.9 73.7 71.9 71.8 71.5
点#5 67.1 72.7 71.4 71.7 71.7
点#6 74.8 70.9 69.7 72.1
点#7 73.0 70.9 72.5
点#8 70.5 71.6 71.7
点#9 71.4 71.9 71.2
点#10 73.5 71.8 70.8

平均 67.2 73.1 71.4 71.4 71.7

[0046] 表4 GMAW堆焊层的单道次硬度

[0047]硬度 (Rc) 合金6 合金7 合金8 合金9 合金1
点#1 69.6 66.0 63.0 59.0 脆性
点#2 69.8 66.0 65.0 60.0
点#3 69.2 68.0 64.0 58.0
点#4 69.2 68.0 66.0 56.0
点#5 69.2 68.0 66.0 57.0
点#6 68.5 69.0 64.0
点#7 69.6
点#8 69.2
点#9 69.6
点#10 70.6

平均 69.5 67.5 64.7 58.0 脆性

[0048] 表5 GMAW堆焊层的双道次硬度

[0049]硬度 (Rc) 合金6 合金7 合金8 合金9 合金1
点#1 71.0 67.0 63.0 63.3 脆性
点#2 71.1 68.0 67.0 61.8
点#3 71.6 66.0 66.0 64.4
点#4 70.6 68.0 66.0 60.9
点#5 70.7 66.0 65.0 62.4
点#6 70.8 69.0 66.0 62.7
点#7 72.0 62.6
点#8 71.7 61.1
点#9 71.8 62.1
点#10 71.8 63.8

平均 713 67.3 65.5 62.5 脆性

[0050] 表6 PTAW堆焊层的单道次硬度

[0051]硬度 (Rc) 合金5 合金6 合金4
点#1 64.9 60 72.8
点#2 65.8 63.3 73.3
点#3 66.3 61 72.8
点#4 64 66 73
点#5 63.9 62.3 73
点#6 64.2 65.9 73.2
点#7 65.6 67.8 72.9
点#8 62.8 64.7 73.2
点#9 62.6 68.2 73.3
点#10 62.5 66.2 72.9

平均 64.3 64.5 73.0

[0052] 表7 PTAW堆焊层的双道次硬度

[0053]硬度 (Rc) 合金5 合金6 合金4
点#1 60.0 63.5 70.3
点#2 63.3 63.7 71.5
点#3 61.0 64.1 73.5
点#4 66.0 62.2 73.4
点#5 62.3 64.1 73.8
点#6 65.9 66.2 73.5
点#7 67.8 66.2 73.8
点#8 64.7 67.7 73.5
点#9 68.2 66.8 73.6
点#10 66.2 66.6 74.0

平均 64.5 65.1 73.1

[0054] 堆焊层耐磨性

[0055] 在规程A条件下，遵从干橡胶轮砂子磨蚀ASTM G65标准通过使用Falex Friction& Wear Test Machine测量堆焊层的耐磨性。注意， 规程A涉及持续6000循环的试验。在
执行ASTM G65规程A试验之后，直接在第一个的磨损疤上进行另一随后的规程A试验。在
表8和表9中，对于单道次和双道次GMAW和单道次PTAW堆焊层样品分别显示了选择的ASTM
G65质量损失结果。注意，测量的质量损失表明非常高的磨损率，而所有的样品显示了低于
0.20g的质量损失。在包括合金3、合金4、合金5、合金6合金的特定情形中，测量的质量损
失低于与极低的磨损率对应的0.18克。

[0056] 表8 GMAW堆焊层上的ASTMG65规程A质量损失

[0057]

[0058] 表9 PTAW堆焊层上的ASTM G65规程A质量损失

[0059]

[0060] 实施例

[0061] 出于告知目的提供以下的实施例，并不意味着将其理解为限制本 发明或下面所附的权利要求的范围。

[0062] 实施例#1：PTA堆焊层

[0063] 通过使用氩气对合金5进行惰性气体雾化以制备平均尺寸(d50)为92.5μm、分布为1-250μm的粉末。在图3中显示了15-53μm和53-250μm两种不同粉末尺寸的DTA扫
描。在两种情形中均发现玻璃至结晶态的峰，这表明起始粉末至少部分是非晶态的(即包
含金属玻璃)。粉末在几种不同的尺寸上被筛分，但被向下选择(downselect)，以产生适于
PTAW焊接的53-150μm的原料粉末。通过使用Eutectic GAP375 PTA焊接系统对原料粉末
进行等离子转移电弧焊接以在A36钢上形成单道次表面硬化沉积物。在3.5和18.0磅/hr
两种不同的沉积率下焊接粉末。测量了沉积物的洛氏硬度C标度硬度和ASTM G65干砂橡
胶轮耐磨性(规程A)，如表10所示。如表所示，获得了非常高的硬度(≈Rc 70)和非常低
的磨损率(≈0.05-0.07g的质量损失)。

[0064] 表10 合金5 PTAW堆焊层上的硬度/耐磨性

[0065]合金 Lbs/Hr 硬度 Rc平均 ASTM G65 第-6000循环 质量损失 ASTM G65 第二6000循环 质量值 (g) 损失(g)
合金 3.5 69.9 0.0673 0.0543
5
合金 18.0 70.7 0.0550 0.0502
5

[0066] 通过使用X射线衍射分析堆焊层沉积物的显微组织以主要识别存在的相，并且通过使用SEM中的背散射电子进行分析以主要显示存在相的尺寸和分布。通过使用Rietve1d
分析进一步分析X射线衍射图以识别存在的相。在图4a和图4b中，显示了以3.5磅小时
沉积的合金5PTAW堆焊层的(a)示例性实验X射线衍射图样和(b)Rietveld精修的X射线
衍射图样。在图5a和图5b中，显示了以18.0磅小时沉积的合金5 PTAW堆焊层的(a)示
例性实验X射线衍射图样和(b)Rietveld精修的X射线衍射图样。在表11中，显示了对于
3.5和18.0磅/小时样品所识别的相和晶格参数。注意，对于这两种样品发现相同的相，
但具有不同的晶格参数。该结果表明，在由α-Fe相和γ-Fe相两者构成的延性基质中存
在一定范围的复杂硼化物(即M2B和M3B)和复杂碳化物(即M1C1和M23C6)。

[0067] 表11 合金5 PTAW的识别的相/空间群/晶格参数

[0068]

[0069] 在图6a、图6b、图7a和图7b中显示了对3.5和18.0磅/小时合金5 PTAW样品的SEM背散射电子显微照片。图6a和图6b显示了以3.5磅/小时焊接的合金5 PTAW样品
的SEM背散射电子显微照片，a)低放大倍率，b)高放大倍率。图7a和图7b显示了以18.0
磅/小时焊接的合金5 PTAW样品的SEM背散射电子显微照片，a)低放大倍率，b)高放大倍
率。在这些图中，可以发现一定范围的碳化物和硼化物析出物，这些析出物具有各种形状包
括立方、四方和不规则形状。注意，对于形成的各种相的有限EDS研究表明，这些相中的许
多相同时包含硼和碳，这表明可以将其视为复杂硼碳化物相而非明显的复杂硼化物或碳化
物。这些硼碳化物相的尺度不等，但发现通常为三种尺寸级别：2-10μm宽且10-60μm长的
大的初生矩形相、尺寸为2-10μm的中等立方相和尺寸为300-1000nm的小的次生析出物。

[0070] 通过使用二次电子在ASTM G65磨损试验后检查磨损疤痕。由于二次电子可以显示样品中的高度变化，因此它们是有用的。在图8a和图8b中，在3.5磅/小时合金5 PTA
样品的ASTM G65磨损试验后在磨损疤痕表面的两种不同放大倍率下显示二次电子图像。如
图所示，在 微观水平上，没有发现各个相的优先磨损，而只有均匀的磨损疤痕形成。注意，
ASTM G65试验中的标准砂子是AFS 50/70，其为212-300μm尺寸的粗砂子。由于在合金5
PTA样品中发现的硬质硼化物、碳化物和硼碳化物相远比试验砂子的长度细，因此不会发生
较软基质(即α-Fe和γ-Fe)的优先磨损。

[0071] 实施例#2：GMAW堆焊层

[0072] 将合金5制造为直径为1/16″(1.6mm)的连续金属带芯焊丝，该焊丝可以为用于表面硬化的适当原料。通过使用Miller Delta-FabMIG焊接系统将合金5带芯焊丝作为表
面硬化堆焊层沉积于A36基材上。在宽的参数范围上沉积该表面硬化物，但是对于本实施
例中的结果，表12中显示了使用的参数。在图9中，显示了合金5的二道次GMAW堆焊层磨
损板(外部尺寸为8″×8″)的图片。

[0073] 表12 合金5 GMAW的焊接参数

[0074]电流 DCRP
伏特 23
焊丝馈送 250ipm焊丝
保护气体 75％Ar-25％CO2
伸出部分 1/2″

[0075] 通过使用洛氏硬度C标度测量合金5的单道次和双道次GMAW堆焊层样品的硬度，并在表13中概括其结果。如表所示，可以获得平均超过Rc 71的非常高的硬度。在图10a
和图10b中，显示了合金5的(a)1-道次和(b)2-道次GMAW样品的图片，并且在表14中
显示了遵从ASTMG65规程A的得到的磨损试验结果。另外值得注意的是，在第一次的磨损
疤痕中进行第2个6000循环测量。正如所示，获得了非常低的磨损率，且发现质量损失为
0.05-0.07g。

[0076] 表13 合金5堆焊层样品上的Rc硬度

[0077]硬度 Rc 合金5 (1-道次) 合金5 (2-道次)
点1 72.1 72.0
点2 70.8 70.7
点3 70.3 71.0
点4 70.7 71.9
点5 71.5 71.4
点6 72.0 70.9
点7 72.5 70.9
点8 70.7 71.6
点9 71.3 71.9
点10 72.3 71.8

平均 71.4 71.4

[0078] 表14 合金5GMAW样品上的ASTM G65规程A磨损结果

[0079]

[0080] 通过使用X射线衍射分析堆焊层沉积物的显微组织以识别存在的相，并且通过使用SEM中的背散射电子进行分析以显示存在相的尺寸和分布。通过使用Rietveld分析进
一步分析X射线衍射图以识别存在的相。在图11a中，显示了合金5双道次GMAW样品的X
射线衍射图。在图11b所示的Rietveld精修之后，识别出合金中的相并将其显示于表15
中。结果表明，在由α-Fe相和γ-Fe相两者构成的延性基质中存在一定范围的复杂硼化
物(即M2B)和复杂碳化物(即M1C1和M23C6)。

[0081] 表15 合金5GMAW的识别的相/空间群/晶格参数

[0082]

[0083] 在图12a、图12b、图12c和图12d中以一定范围的放大倍率显示了合金5GMAW样品的SEM背散射电子显微照片。在这些图中，可以发现一定范围的碳化物和硼化物析出物，
这些析出物具有包括立方、四方和不规则形状的各种形状。注意，对于形成的各种相的有限
EDS研究表明，这些相中的许多相同时包含硼和碳，这表明最好将其视为复杂硼碳化物相而
不是明显的复杂硼化物或碳化物。这些硼碳化物相的尺度不等，但发现通常为三种尺寸级
别：5-20μm宽且50-175μm长的大的初生矩形相、尺寸为10-20μm的中等立方形和尺寸
为500nm-1.5μm的小的次生析出物。

[0084] 实施例#3：GMAW堆焊层-稀释的影响

[0085] 将两种合金即合金5和合金6GMAW分别焊接到A36钢基材上。在表12中显示了焊接参数。切割堆焊层样品并固定在横截面上。沿从基础金属内开始并然后向上穿过堆焊
层主体的直线以规则的间隔进行维氏(HV300)显微硬度测量。在表16中显示了沿横向的
显微硬度的结果。A36基础金属软，具有约215的平均硬度，而堆焊层硬得多，具有通常为
940-1330的硬度。如表中的数据所示，在离开稀释层的1或2次硬度测量中得到了堆焊层
的硬度。

[0086] 在图13和图14中，分别显示了在基础金属/堆焊层的界面上并然后向上进入堆焊层内的合金5和合金6的示例性SEM背散射电子显微 照片。注意，从硬度压痕的尺寸可
容易地看出硬度读数的差异，并且，各个点的位置对应于表16中的点号。在合金5单道次
的情形中，可以看出，在离开基础金属界面41微米处获得高的硬度。注意，Rc 68大致等于
940的HV300，因此在堆焊层金属中可将其视为非常高的硬度点。在合金6双道次焊接中，
显微硬度点间隔较大，但是，显然在离开基础金属界面210μm的点上获得高的硬度，但由
于在41-210μm的距离范围中显微组织看起来类似，因此很可能以与合金5样品类似的方
式(即在210μm点之前)获得高的硬度。

[0087] 表16 GMAW堆焊层上的维氏显微硬度

[0088]

[0089] 基于GMAW焊接参数，期望焊接材料的稀释层为约30％。由于单道次厚度为约0.15″(0.381cm)，因此期望的稀释层可望扩展到约1150μm。因此，虽然确实存在由扩散
控制的稀释层，但是对堆焊层进 行设计使得当焊接到基础钢基材上时，稀释不会降低硬
度。注意，这些结果与在表2-9中对于大量的这些合金给出的单道次和双道次硬度和磨损
结果一致。在常规的GMAW合金中，常常可能必需2、3或更多个道次以达到最大的硬度和耐
磨性，但是在本公开提出的合金中，以一个层可达到最大的硬度/磨损。

[0090] 提供以上的描述以说明和解释本发明。但是，以上的说明不应被视为限制所附的权利要求中阐述的本发明的范围。