田 兵，龔建勛，劉江晴，吳慧劍

(湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭 411105)

Si對明弧堆焊合金M7C3相及耐磨性的影響

田 兵，龔建勛，劉江晴，吳慧劍

(湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭 411105)

采用藥芯焊絲自保護明弧焊方法制備Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti多元合金系堆焊合金。借助金相顯微鏡、X射線衍射儀及掃描電鏡等手段，研究硅對其M7C3(M=Fe, Cr, V, Mn)相及耐磨性的影響。結果表明：當硅含量從0.6%(質量分數(shù)，下同)增加到2.4%時，初生M7C3相由板條狀轉變?yōu)閴K狀彌散分布；其相鄰間隔的γ-Fe數(shù)量逐漸減少直至消失。硅改變了初生M7C3形核前驅體-液態(tài)合金化高碳原子團簇的屬性而引起其形態(tài)、分布和尺寸改變。磨損結果表明，當硅含量從0.6%增加至2.4%時，合金耐磨性先提高后下降，至1.5%時耐磨性最佳，微切削和微觀斷裂兩種磨損機理并存。

明弧；堆焊；多元；顯微組織；耐磨性

合金耐磨性與其所含碳化物種類、尺寸、分布、數(shù)量甚至位向等因素相關[1]。 Badisch等[2]和 Bergman等[3]認為大尺寸初生碳化物顆粒可有效抵抗磨粒磨損，而Chang等[4]研究顯示，原位析出硬質相因其尺寸小，易隨磨損切屑流失而喪失耐磨質點作用，這表明初生碳化物對合金耐磨性起主導作用，為理想的主耐磨相。過共晶高鉻合金含有初生M7C3相，在冶金、電力、礦山等行業(yè)廣泛用作耐磨材料，其成型制備工藝有整體鑄造、復合鑄造和堆焊制造[5-8]等。值得注意的是，采用藥芯焊絲自保護明弧焊方法制備高鉻合金，具有可靠、高效和經(jīng)濟等優(yōu)點，甚至可對零件實施在線修復，已用來制備混凝土輸送管、磨煤輥等零件高鉻耐磨層[9,10]。該類型藥芯焊絲采用金屬粉型，主要依靠含碳組分自脫氧和自生保護氣體，焊后僅殘留微量熔渣[11]，不用清渣即可連續(xù)多層堆焊作業(yè)。但是，因該類型藥芯焊絲鉻鐵組分加入量大，致使熔體流動性差，焊縫成型不良，需加入適量硼、硅組分以加強其自脫氧能力而改善熔體流動性[12]。然而，添加硼組分，合金因變態(tài)共晶((α-Fe+M3(C,B))析出以及初生M7C3相溶入一定數(shù)量的硼原子變脆而耐磨性降低[13-15]。添加硅組分可改善高鉻焊縫成型，但不能形成碳化物，其作用影響常被忽視。Si對α-Fe基體起固溶強化作用，幾乎不溶于碳化物。Delagnes等[16]認為Si抑制滲碳體形成而降低合金回火軟化傾向；Mouayd等[17]和Azimi等[18]的研究顯示Si增強了合金抗氧化性和耐腐蝕性；Zhu等[19]則認為Si可改變碳化物分布形態(tài)。目前，Si對高鉻堆焊合金的初生M23C6相的作用影響已有大量研究，而對其初生M7C3的作用影響尚不明確。

本工作在藥芯焊絲中加入一定數(shù)量的硅鐵組分，采用藥芯焊絲自保護明弧焊方法制備Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti多元合金系耐磨合金，考察硅對其M7C3相及耐磨性的影響。

1 實驗

1.1 堆焊合金的制備

藥芯焊絲外皮為H08A鋼，藥芯由高碳鉻鐵(含70%Cr，8%C，質量分數(shù)，下同)、釩鐵(含60%V)、石墨(含98%C)、硅鐵(含45%Si)、中碳錳鐵(含80%Mn，1%C)、碳化鈦(TiC)、還原鐵粉等組成。所有粉末過60目篩，混合攪拌均勻后經(jīng)YHZ-1藥芯焊絲成型機軋制成φ4.5mm焊絲,再逐步減徑到φ3.2mm備用。

將藥芯焊絲用焊機MZ-1000在規(guī)格150mm×75mm×18mm Q235試板上自保護明弧堆焊3層，焊接電流為450A，電壓為30V，焊接速率為18cm/min，焊絲干伸長為30mm，焊后空冷。僅改變藥芯焊絲中的硅鐵含量，不足100%之余量部分以還原鐵粉補充，依次制作硅含量如表1所示的1#～7#試樣。隨著藥芯焊絲硅鐵含量提高，堆焊熔體流動性改善，焊縫成型漸趨美觀。經(jīng)分析，該明弧堆焊合金的化學成分為：Cr 17.3%，C 4.2%，V 2.1%，Mn 1.4%，Ti 0.95%，Si 0.6%～2.4%，余量為Fe，即為Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti多元合金系耐磨合金。

表1 明弧堆焊合金的硅含量(質量分數(shù)/%)

1.2 堆焊合金顯微組織、相組成及力學性能的分析

用電火花線從焊縫中間垂直切取12mm×10mm×28mm(厚度方向)的金相試樣，拋光、清洗、吹干，用D/MAX2550VB型X射線衍射儀分析堆焊表層合金的相組成，參數(shù)：CuKα輻射，管電壓為40kV，管電流為250mA，掃描速率為1(°)/min，掃描角度為25°～90°，步長為0.02°。

金相試樣以體積分數(shù)為4%的硝酸酒精腐蝕2min，HFX-ⅡA型金相顯微鏡觀察其顯微組織；JSM-6360LV掃描電鏡分析合金組織形貌；以其附屬能譜儀Oxford7854探測試樣微區(qū)成分；采用HV-1000型顯微硬度計對試樣初生碳化物進行顯微硬度測試，載荷為0.1kg，加載時間為15s，每個試樣測試10個點；采用Image-Pro Plus 5.0軟件對試樣進行碳化物體積分數(shù)分析，將寬度超過5μm以上的碳化物定義為初生碳化物。

切割制備57mm×25.5mm×6mm的耐磨性試樣，磨平表面，采用MLS-225型濕砂橡膠輪式磨損試樣機進行耐磨性測試，參數(shù)：橡膠輪直徑為170mm，橡膠層邵爾硬度為80，所加載荷為24.5N，橡膠輪轉速為240r/min，選用40～60目石英砂1500g混合1000g的自來水作為磨漿。試樣先預磨1000轉后取出，清洗、吹干，用精度0.0001g的電子天平稱重M0，繼續(xù)磨損1000轉得到磨損后試樣，質量為M1，試樣磨損失重為ΔM=M0-M1，然后用DT-150型光學顯微鏡分析磨損形貌。

2 結果與分析

2.1 明弧堆焊合金的顯微組織

圖1為1#，3#，5#明弧堆焊合金的XRD譜。由此可知，多元合金的基體由α-Fe和γ-Fe組成，硬質相包括M7C3，F(xiàn)e3C，TiC和Fe4N，其中M7C3為該高鉻合金的主耐磨相。對比各相XRD譜特征峰的強度可知，隨著合金硅含量增加，γ-Fe相(220)面(d=0.127nm)衍射峰強度減弱，表明其數(shù)量減少；α-Fe相(200)面(d=0.143nm)衍射峰強度增強，說明其數(shù)量提高；M7C3相(603)面(d=0.1205nm)衍射峰強度先減少然后增加，表明數(shù)量也相應發(fā)生相應變化。Fe3C相衍射峰強度基本不變，F(xiàn)e4N相則稍有增加。由于硅屬于非碳化物形成元素，固溶于α-Fe和γ-Fe等基體，促使堆焊熔體碳原子擴散遷移速率和聚集傾向增加，從而影響合金中基體和硬質相的數(shù)量及其分布。此外，隨著硅含量增加，堆焊氣氛中的還原性增強，抑制了碳原子氧化生成CO，CO2等自生保護氣體數(shù)量，使Fe4N相增加，即自保護效果下降。

圖1 明弧堆焊合金的XRD譜Fig.1 XRD patterns of open arc hardfacing alloys

圖2為明弧堆焊合金的顯微組織。結合圖1 XRD所表征的相組成結果可知，圖2的白色板條狀或者六邊形的塊狀相為初生M7C3相，隨著合金硅含量增加，初生M7C3相由板條狀逐漸縮短，轉變?yōu)榱呅螇K狀相，分布漸趨彌散；初生M7C3相尺寸先減小，然后增加。當硅含量為1.8%時，塊狀M7C3相分布均勻，尺寸合適，其四周則被白色的團狀組織所包裹。硅繼續(xù)增加至2.1%時，包裹的白色團狀組織消失，表明硅可以改變明弧堆焊高鉻合金初生M7C3相等硬質相和基體等組織形態(tài)、分布和尺寸。

圖2 明弧堆焊合金的顯微組織 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e) 6#;(f)7#Fig.2 Optical microstructures of open arc hardfacing alloys (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e)6#;(f)7#

圖3為明弧堆焊合金的硬質相形貌。對圖3(a)所示1#試樣1，2，3，4微區(qū)以及圖3(d)所示5#試樣5，6，7微區(qū)進行EDS成分掃描，結果如表2所示。

結合圖1XRD結果，可知1微區(qū)和6微區(qū)所示白色組織為γ-Fe，其中固溶了較高含量的硅；2微區(qū)和5微區(qū)所示板條狀或者塊狀組織的Cr，V等元素含量高，為初生M7C3相，其中M由Fe，Cr，V，Mn元素組成；4微區(qū)和7微區(qū)所含Cr含量偏低，且含有一定數(shù)量的硅，可認為是α-Fe，其碳含量偏高的主要原因是由于其基體已被腐蝕；3微區(qū)鈦含量高，應為TiC相。值得注意的是，上述微區(qū)的錳分布基本上是均勻的，在碳化物和基體之間沒有顯示擇優(yōu)分布。

由于明弧堆焊合金采用Fe-Cr-V-Mn-Ti-Si多元合金系，加入適量的強碳化物形成元素釩，使得初生M7C3顆粒易于析出，如圖3(a)所示1#試樣出現(xiàn)了大量初生M7C3顆粒。對比圖3(a)～(f)可知，隨著合金硅含量提高，初生M7C3從板條狀逐漸變短，寬度從1#試樣的20～40μm減至3#試樣的10～25μm，然后再增加到7#試樣的15～40μm；初生M7C3四周分布的γ-Fe數(shù)量隨之減少；至2.1%Si時，即6#試樣，僅有γ-Fe少量殘存；到2.4%Si時，γ-Fe基本消失。這表明，硅改變了初生M7C3形核前驅體-液態(tài)合金化高碳原子團簇的屬性。EDS結果表明，硅不溶解于M7C3等碳化物，而主要分布于α-Fe和γ-Fe相，說明硅具有排斥碳原子的特性。偏高的微區(qū)硅原子可割裂其熔體合金化高碳原子團簇的聯(lián)系，使該團簇無法合并其他高碳原子團簇而定向生長為板條狀晶。但是，硅含量越高，排斥碳原子的能力愈強，也使液態(tài)合金化高碳原子團簇變大，因而初生M7C3相增大。此外，在明弧堆焊條件下，板條狀初生M7C3型碳化物快速定向生長過程中累積了過大內應力而出現(xiàn)微裂紋，對1#和2#試樣初生M7C3相的顯微觀察發(fā)現(xiàn)1～2條微裂紋，但3#～7#試樣卻未出現(xiàn)裂紋，這說明硅可以改善初生M7C3相形態(tài)，從而增強合金抗裂性。

圖3 明弧堆焊合金的硬質相形貌 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e)6#;(f)7#Fig.3 Hard phase morphologies of open arc hardfacing alloys (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e)6#;(f)7#

AreaCrCSiTiVMn16．4513．002．69227．2931．613．761．1834．3129．1648．4010．7647．8826．491．401．28527．9733．333．291．1967．6313．074．371．0076．1332．172．711．04

圖3還顯示，初生M7C3相四周有一定數(shù)量的包裹韌性γ-Fe，可提高其斷裂韌性[20]。這是由于通過γ-Fe塑性變形，可減小合金內應力而提高耐磨性。反之，若初生M7C3相所包裹γ-Fe相尺寸過大，則磨粒易于鍥入而降低耐磨性，初生M7C3顆粒彌散分布則可有效規(guī)避這一現(xiàn)象。硅含量越高，使合金化高碳原子團簇收縮、聚集增強。其碳含量越高而易形成初生或二次M7C3相，這也導致富碳γ-Fe相消失。依據(jù)Fe-C-Cr三元相圖分析，初生M7C3相四周主要有(γ-Fe+M7C3)或(γ-Fe+Fe3C)等共晶，如圖3(a)～(d)所示；隨著硅含量提高，逐漸轉變?yōu)?α-Fe+M7C3)或(α-Fe+Fe3C)變態(tài)共晶組織，保持了共晶形態(tài)，但其中γ-Fe因貧碳而轉變?yōu)棣?Fe，如圖3(e)，(f)所示。

2.2 明弧堆焊合金的硬度及耐磨性

圖4為硅對明弧堆焊合金初生M7C3相顯微硬度的影響，直柱上方標注為10個測量值的平均值。初生M7C3相作為堆焊合金的主耐磨相，其顯微硬度直接影響合金耐磨性及相韌性。隨硅含量提高，合金初生M7C3相的變化趨勢為：顯微硬度先從1126.8HV0.1降至993.3HV0.1，然后上升至1293.5HV0.1，接著降至1134.0HV0.1，再提高到1315.3HV0.1，最后降至1013.2HV0.1。顯然，該明弧堆焊多元合金初生M7C3相的顯微硬度沒有規(guī)律性。但值得注意的是，試樣顯微硬度波動范圍減小，表明多元合金初生M7C3相顯微硬度趨于穩(wěn)定分布。由于1#～3#試樣初生M7C3相四周的γ-Fe數(shù)量較多，而γ-Fe具有良好塑性，致使顯微硬度測試時一部分載荷被分散而使其數(shù)據(jù)波動偏大。當硅含量為1.5%和2.1%時，初生M7C3相的顯微硬度較高。

圖4 硅對堆焊合金初生M7C3相顯微硬度的影響Fig.4 Effect of Si content on the microhardness of primary M7C3 phases in hardfacing alloys

圖5是硅對明弧堆焊合金總碳化物和初生M7C3相數(shù)量的影響。圖6為硅對明弧堆焊合金宏觀硬度及磨損失重ΔM的影響結果。由圖5可知，隨著硅含量提高，堆焊合金總碳化物體積分數(shù)和初生M7C3相總量均在50%以上，二者變化趨勢一致，即先減少，然后增加，最后又減少。2.1%Si時，總的碳化物體積分數(shù)最高，但初生M7C3相數(shù)量僅次于0.6%Si的1#試樣，這說明該試樣所含碳原子基本上參與碳化物的形成。對比圖5和圖6可知，堆焊合金的ΔM并未隨著碳化物體積分數(shù)的下降而增加，而是減少，這表明提高碳化物體積分數(shù)與其耐磨性并不成正比。適當降低初生M7C3相數(shù)量而提高韌性基體數(shù)量，可增強合金抗裂性而改善其耐磨性。

圖5 硅對合金總碳化物和初生M7C3相數(shù)量的影響Fig.5 Effect of Si content on the volume fraction of total carbide and primary M7C3 phases

圖6 硅對明弧堆焊合金硬度及磨損失重ΔM的影響Fig.6 Effect of Si content on the hardness and wear mass loss of open arc hardfacing alloys

由圖6可知，隨著合金硅含量提高，其宏觀硬度從58.9HRC下降至57HRC，然后上升至59.9HRC，再下降至58.4HRC，波動范圍在3HRC之內，這表明硅對明弧堆焊合金的宏觀硬度影響小，其宏觀硬度波動主要與初生M7C3相和γ-Fe相的形態(tài)、尺寸和間距等有關。

相隔間隙小且彌散分布的長塊狀M7C3相可有效抵抗金剛石壓頭壓入，如圖3(a)，(d)所示，從而顯示較高的宏觀硬度。磨損失重ΔM從0.6%Si的17.2mg下降至1.5%Si時的15.8mg，然后迅速上升至2.4%Si的25.1mg，其耐磨性先增加8.1%，然后下降46%，這說明適量硅對明弧堆焊合金有改善作用。1.5%Si時，合金耐磨性最佳，之后則明顯下降。與1#～5#試樣相比， 6#和7#試樣磨損失重ΔM明顯偏大，與圖2(d)所示的5#試樣相比，圖2(e)和圖2(f)顯示這兩者的M7C3相數(shù)量并未明顯減少，且6#試樣初生M7C3相的顯微硬度高于5#試樣，只是1#～5#試樣初生M7C3相被一定數(shù)量的韌性γ-Fe所間隔或包裹，但6#試樣的ΔM卻顯著增加，這表明，γ-Fe相包裹或者間隔初生M7C3相分布可以顯著改善明弧堆焊合金的耐磨性。相比于6#試樣，7#試樣ΔM增加的原因主要與其初生M7C3相的顯微硬度降低有關。與圖4相比，合金耐磨性未體現(xiàn)與初生M7C3相顯微硬度呈正比對應關系，說明合金耐磨性不僅與初生耐磨相顯微硬度有關，也與其四周組織類型和數(shù)量相關。

圖7為明弧堆焊合金的磨損形貌?？芍?，磨損試樣表面殘留有劃痕和剝落坑，沒有明顯塑性變形的切削犁溝存在，這說明該合金存在磨粒微切削和微觀斷裂兩種磨損機理。對比圖7(a)～(f)可知，隨著合金硅含量提高，從1#至5#試樣，磨損表面的劃痕深度先變淺，數(shù)量減少，剝落坑數(shù)量減少，但深度基本不變。6#和7#試樣，表面劃痕增多，深度增大，剝落坑變大。當2.4%Si時，出現(xiàn)了大溝槽，剝落坑明顯增大。試樣表面磨損形貌與圖6所示試樣的磨損失重ΔM的變化規(guī)律相吻合。

圖7 明弧堆焊合金的磨損形貌 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e)6#;(f)7#Fig.7 Worn morphologies of open arc hardfacing alloys (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)5#;(e)6#;(f)7#

圖7顯示，1#～5#試樣剝落坑深度、尺寸明顯小于6#和7#試樣，前者初生M7C3相呈板條狀，且定向分布，間隔的韌性γ-Fe也隨之呈長條狀，其中1#和2#試樣γ-Fe尺寸較大，這利于磨粒尖端鍥入而進行微切削運動，但其板條狀的初生M7C3相則限制了其鍥入深度，導致其表面只殘留磨粒劃痕而非切削溝槽，如圖7(a)，(b)所示。圖7(c)，(d)所示3#和5#試樣磨損表面劃痕淺，尤其5#，圖4顯示5#試樣初生M7C3相的平均顯微硬度為1134.0HV0.1高于3#試樣的1096.1HV0.1，這些高硬度且彌散分布初生M7C3相可有效抵抗磨粒尖端鍥入合金表面而減小其微切削量。盡管6#試樣初生M7C3相顯微硬度最高，但圖7(e)顯示其劃痕較3#試樣明顯變深，且較深劃痕多與剝落坑相貫通，這主要與該試樣變態(tài)共晶(α-Fe+M7C3)或(α-Fe+Fe3C)數(shù)量較多有關，該類組織顯微硬度較低且性脆，在外加載荷和磨粒的碾壓作用下極易斷裂，形成剝落坑，剝落坑出現(xiàn)則利于磨粒鍥入而加大其微切削量[22]，導致ΔM明顯增大。7#試樣初生M7C3相顯微硬度下降使磨粒微切削阻力變小，圖7(f)所示白色塊狀M7C3相上溝槽證明了這一點。上述結果表明，明弧堆焊合金的耐磨性不僅與其初生M7C3相的顯微硬度有關，而且與其分布形態(tài)、間隔及其四周組織類型相關，包裹初生M7C3相的適量γ-Fe，可減小沖擊該相的外加載荷，避免其斷裂而改善合金耐磨性。

3 結論

(1) 當硅含量從0.6%增加到2.4%時，F(xiàn)e-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti系堆焊合金的初生M7C3相(M=Fe, Cr, V, Mn)由板條狀轉變?yōu)閴K狀彌散分布；其相鄰間隔的γ-Fe數(shù)量逐漸減少直至消失。

(2) Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti系明弧堆焊合金從0.6%Si增加至2.4%Si時，耐磨性先提高，然后下降，至1.5%Si時耐磨性最佳。合金存在微切削和微觀斷裂兩種磨損機理。

(3) 明弧堆焊合金的耐磨性不僅與其初生M7C3相的顯微硬度有關，而且與其分布形態(tài)、間隔及其四周組織類型相關，包裹初生M7C3相的適量γ-Fe可減小沖擊該相的外加載荷，避免其斷裂而改善合金耐磨性。

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(本文責編：王 晶)

Effect of Silicon onM7C3Phases and Abrasion Resistance of Open Arc Hardfacing Alloys

TIAN Bing,GONG Jian-xun,LIU Jiang-qing,WU Hui-jian

(School of Mechanical Engineering,Xiangtan University,Xiangtan 411105,Hunan,China)

Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti complex system hardfacing alloys were deposited by using flux-cored wire self-shielded open arc welding. The effects of silicon on theirM7C3(M=Fe, Cr, V, Mn) phases and abrasion resistance were investigated by OM, XRD and SEM. The results show that, with silicon content increasing from 0.6%(mass fraction) to 2.4%, the size of primaryM7C3carbides gradually reduces and transites from rod-like shape to block-like shape in dispersion distributing state. γ-Fe phases, which adjacent to those primaryM7C3grains, progressively reduce until disappear. It dues to that silicon can change the precursor of primaryM7C3nucleates in nature,e.g. liquid high carbon atom clusters and it results in the change of their morphology, distribution and size. The wear test results indicate that the abrasion resistance of open arc hardfacing alloys improves firstly and then reduces when silicon content increases from 0.6% to 2.4%. The optimum abrasion resistance is acquired at 1.5%Si. The analysis on the surface worn morphologies show that the micro-cutting and micro-spalling wearing mechanisms coexist.

open arc；hardfacing；complex；microstructure；abrasion resistance

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.001223

TB333

A

1001-4381(2017)04-0034-07

湖南省自然科學湘潭聯(lián)合基金資助項目(2015JJ5031); 國家自然科學基金面上資助項目(51271158)

2015-10-12;

2016-05-20

龔建勛(1973-)，男，副教授，博士，從事材料表面工程和功能薄膜方向的研究工作，聯(lián)系地址：湖南省湘潭市雨湖區(qū)湘潭大學機械工程學院(411105)，E-mail:gong309@tom.com