屈曉田

（山西大學(xué) 物理電子工程學(xué)院，山西 太原 030006）

在維修、再制造領(lǐng)域，零部件常常因?yàn)楸砻孢^(guò)度磨損而失效或報(bào)廢，采用藥芯焊絲表面堆焊的方法對(duì)失效的零部件進(jìn)行修復(fù)、再制造，是一種行之有效的方法。堆焊材料可以分為鐵基合金、鎳基合金、鈷基合金以及一些摻雜WC、ZrC增強(qiáng)陶瓷顆粒的復(fù)合金屬材料。其中，高碳高鉻鐵基耐磨合金因其低廉的價(jià)格和良好的耐磨性，被廣泛應(yīng)用于煤礦、水泥以及冶金等領(lǐng)域［1］，該合金的成分可以分為亞共晶、共晶以及過(guò)共晶三類［2］。相比前兩者，過(guò)共晶成分的高碳高鉻鐵基耐磨合金耐磨性更好［3－4］，過(guò)共晶合金的耐磨性主要取決于其組織中含有大量的M＝（Cr，F(xiàn)e）7C3碳化物。然而，當(dāng)M＝（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物的形貌較為粗大時(shí)，會(huì)導(dǎo)致在使用過(guò)程中容易剝落，縮短再制造產(chǎn)品的服役周期［5］。

目前，針對(duì)該類堆焊材料，通常采用定性試驗(yàn)的方法，研究微合金元素對(duì)鐵基合金組織－性能的變化規(guī)律［6－9］。然而，當(dāng)多元素含量同時(shí)變化時(shí)，往往需要進(jìn)行正交試驗(yàn)，試驗(yàn)周期較長(zhǎng)。因此，通過(guò)計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)、預(yù)測(cè)不同元素對(duì)耐磨合金的相組成影響規(guī)律是非常必要和高效的。

CALPHAD（CALculation of PHAse Diagrams）方法多用于研究合金的平衡相圖，然而該方法也可以用來(lái)研究合金的相析出規(guī)律。Li等人計(jì)算了高鉻鑄鐵的平衡相圖［10］，并通過(guò)試驗(yàn)證實(shí)了計(jì)算結(jié)果的有效性。因此，本文在上述研究的基礎(chǔ)上，采用CALPHAD方法對(duì)高碳高鉻耐磨堆焊合金進(jìn)行成分設(shè)計(jì)，研究微合金元素Ti、V、Nb在鐵基合金中的作用。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 平衡相圖計(jì)算

采用熱力學(xué)和相圖計(jì)算Thermo-Calc軟件，對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金的平衡相圖進(jìn)行計(jì)算，研究碳含量對(duì)相析出規(guī)律的影響。數(shù)據(jù)庫(kù)選用TCSAB鋼／鐵基合金數(shù)據(jù)庫(kù)TCFE2，計(jì)算所用的合金成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.0%C-27%Cr-Fe.

1.2 驗(yàn)證試驗(yàn)

為驗(yàn)證計(jì)算所得平衡相圖的有效性，采用試驗(yàn)的方法進(jìn)行驗(yàn)證。制備不同碳含量的藥芯焊絲，在45號(hào)鋼基體表面施焊，制備鐵基耐磨合金堆焊層，合金的化學(xué)成分列于表1，明弧堆焊的工藝參數(shù)列于表2。

采用線切割設(shè)備從堆焊金屬中部切取待分析試樣，采用D／max-2500／PC X射線衍射儀對(duì)其相類型進(jìn)行分析，采用Axiovert 200 MAT光學(xué)顯微鏡對(duì)其顯微組織進(jìn)行觀察。

1.3 微合金元素的影響

在對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金的平衡相圖進(jìn)行計(jì)算結(jié)果有效的情況下，計(jì)算微合金元素Ti、V、Nb對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金的相析出規(guī)律的影響。

表1 鐵基耐磨合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Fe-based wear-resistant alloy

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Parameters of welding technology

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 相析出規(guī)律計(jì)算

對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金進(jìn)行平衡相圖計(jì)算，計(jì)算結(jié)果如圖1所示。可以看出，該系合金的共晶反應(yīng)發(fā)生在碳含量質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.15%處；當(dāng)碳含量小于3.15%時(shí)，發(fā)生亞共晶反應(yīng)，從液相中首先析出γ-Fe；當(dāng)碳含量大于3.15%時(shí)，發(fā)生過(guò)共晶反應(yīng)，從液相中首先析出M7C3型碳化物。

在亞共晶區(qū)域，γ-Fe的析出溫度約為1 338℃，隨后M7C3型碳化物析出，析出溫度約為1 285℃；當(dāng)溫度降至860℃時(shí)，共析反應(yīng)發(fā)生，γ-Fe→P（α-Fe＋M7C3），此成分在室溫的為珠光體＋變態(tài)萊氏體。在過(guò)共晶區(qū)域，當(dāng)鐵基合金的碳含量為3.5%時(shí)，M7C3相的析出溫度約為1 305℃；當(dāng)溫度降至約1 285℃時(shí)，共晶反應(yīng)（Liquid→γ-Fe＋M7C3）發(fā)生，生成 M7C3相及γ-Fe相，隨后液相消失，γ-Fe相與 M7C3相共存；當(dāng)溫度降至約800℃時(shí)，共析反應(yīng)（γ-Fe→α-Fe＋M7C3）發(fā)生，生成α-Fe，此時(shí)α-Fe相、γ-Fe相與 M7C3相三相共存。隨著碳含量的升高，其組織中M7C3相的析出溫度隨之升高。

溫度變化時(shí)，不同碳含量的高碳高鉻鐵基耐磨合金的相質(zhì)量分?jǐn)?shù)如圖2所示?？梢钥闯?，其結(jié)果與圖1相對(duì)應(yīng)。在過(guò)共晶區(qū)域，隨碳含量的升高，M7C3型碳化物的析出溫度升高，而且其質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增大。

2.2 驗(yàn)證試驗(yàn)

不同碳含量的高碳高鉻鐵基耐磨合金XRD圖譜如圖3所示。由圖可以看出，該類合金主要由（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物、馬氏體以及殘余奧氏體組成。當(dāng)鐵基合金中碳含量質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí)，圖譜中γ-Fe相的峰值較強(qiáng)；隨碳含量的增加，（Cr，F(xiàn)e）7C3相的峰值逐漸增強(qiáng)，更多的碳原子與鉻原子結(jié)合，生成（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物。此外，γ-Fe相峰值左移，其晶格常數(shù)增大。

不同碳含量的高碳高鉻鐵基耐磨合金顯微組織如圖4所示。當(dāng)鐵基合金的碳含量為2.5%時(shí)，其組織如圖4（a）所示為初生奧氏體＋（Cr，F(xiàn)e）7C3／γ（Cr，F(xiàn)e）共晶顯微組織組成。當(dāng)合金的碳含量大于3.5%時(shí)，其組織由初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物以及（Cr，F(xiàn)e）7C3／γ（Cr，F(xiàn)e）共晶組織組成。當(dāng)碳含量為3.5%時(shí)，如圖4（b）所示，初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物形貌較為細(xì)小，其共晶組織在組織中所占的體積分?jǐn)?shù)較大。碳含量為4.5%的堆焊合金顯微組織如圖4（c）所示，隨碳含量的增加，初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大，與此同時(shí)，共晶組織的相含量減小。碳含量為5.5%的堆焊合金顯微組織如圖4（d）所示，可以看出初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物的尺寸變得更為粗大。說(shuō)明碳含量的增加可以促進(jìn)初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物的生成。

Fig.1 Calculation results of high C and high Cr Fe-based wear-resistant alloy equilibrium phase diagram圖1 高碳高鉻鐵基耐磨合金平衡相圖計(jì)算結(jié)果

Fig.2 Phases Mass fraction vs.temperature of high C and high Cr Fe-based wear-resistant alloy with different C content（a）2.5%；（b）3.5%；（c）4.5%；（d）5.5%圖2 不同碳含量的高碳高鉻鐵基耐磨合金相質(zhì)量分?jǐn)?shù)－溫度曲線

Fig.3 XRD patterns of high C and high Cr Fe-based wear-resistant alloy圖3 高碳高鉻鐵基耐磨合金XRD圖譜

Fig.4 Microstructure of high C and high Cr Fe-based wear-resistant alloy with different C content（a）2.5%；（b）3.5%；（c）4.5%；（d）5.5%圖4 不同碳含量的高碳高鉻鐵基耐磨合金顯微組織

采用定量金相的方法，對(duì)過(guò)共晶區(qū)的高碳高鉻鐵基耐磨合金顯微組織進(jìn)行分析，并與計(jì)算結(jié)果進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果列于表3。可見(jiàn)，初生碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨碳含量的升高而增多。盡管兩者由于試驗(yàn)誤差等原因數(shù)值略有差別，但試驗(yàn)結(jié)果與計(jì)算結(jié)果趨勢(shì)相同。因此，可以通過(guò)CALPHAD的方法對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金的相析出規(guī)律進(jìn)行研究，從而實(shí)現(xiàn)對(duì)該類合金成分進(jìn)行設(shè)計(jì)。

表3 初生碳化物定量分析結(jié)果Table 3 Results of quantitative analysis of the primary carbides

2.3 微合金元素的影響

采用類似的方法，研究Ti、Nb以及V對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金的影響，計(jì)算結(jié)果如圖5所示。圖5（a）為不加微合金元素的合金相析出曲線；圖5（b）-（d）分別為加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%Ti、5%Nb以及5%V的鐵基合金相析出曲線。由圖5可以看出，當(dāng)加入微合金元素Ti、Nb、V后，在高碳高鉻鐵基耐磨合金的析出相中，出現(xiàn)了M（M＝Ti，Nb，V）C型碳化物。其中，當(dāng)高碳高鉻鐵基耐磨合金中加入Ti或Nb后，析出的MC型碳化物為初生相，該相的析出導(dǎo)致M7C3型碳化物在液相中析出的質(zhì)量分?jǐn)?shù)減小，從而有利于合金中M7C3型碳化物的細(xì)化，提高組織的均勻性。而加入微合金元素V后，如圖5（d）所示，其M（M＝V）C型碳化物為二次碳化物。二次MC型碳化物的析出對(duì)M7C3型碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)影響不大，但V的加入會(huì)部分固溶于M7C3型碳化物中，并置換出Cr原子，從而對(duì)合金基體起到固溶強(qiáng)化的目的。

通過(guò)上述分析，不同的微合金元素形成的MC型碳化物對(duì)初生M7C3型碳化物的作用機(jī)制并不相同。因此，在藥芯焊絲設(shè)計(jì)時(shí)，可以根據(jù)使用工況要求，在焊絲中加入適量的微合金元素Ti、Nb和V，起到細(xì)化碳化物，改善高碳高鉻鐵基耐磨合金的性能的目的。

3 結(jié)論

通過(guò)CALPHAD（CALculation of PHAse Diagrams）方法，對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金成分進(jìn)行設(shè)計(jì)，并采用試驗(yàn)的方法，對(duì)相圖計(jì)算的結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證。試驗(yàn)結(jié)果表明，不加入微合金元素時(shí)，鐵基耐磨合金的顯微組織由初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物及共晶（Cr，F(xiàn)e）7C3／γ（Cr，F(xiàn)e）組成；隨碳含量升高，初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物含量隨之升高。加入微合金元素Ti、V、Nb后，在堆焊金屬中析出M（M＝Ti，V，Nb）C型碳化物，M（M＝Ti，Nb）C型碳化物的存在可以促進(jìn)初生（Cr，F(xiàn)e）7C3型碳化物的細(xì)化，提高高碳高鉻鐵基耐磨合金的性能，延長(zhǎng)堆焊零部件表面的服役時(shí)間。

Fig.5 Influence of micro-alloying elements to high C and high Cr Fe-based wear-resistant alloy phase precipitation rule（a）Original sample；（b）5%Ti；（c）5%Nb；（d）5%V圖5 微合金元素對(duì)高碳高鉻鐵基耐磨合金相析出規(guī)律的影響

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