Si对明弧堆焊合金M7C3相及耐磨性的影响

田 兵，龚建勋，刘江晴，吴慧剑

(湘潭大学 机械工程学院，湖南 湘潭 411105)

Si对明弧堆焊合金M7C3相及耐磨性的影响

田 兵，龚建勋，刘江晴，吴慧剑

(湘潭大学 机械工程学院，湖南 湘潭 411105)

采用药芯焊丝自保护明弧焊方法制备Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti多元合金系堆焊合金。借助金相显微镜、X射线衍射仪及扫描电镜等手段，研究硅对其M7C3(M=Fe, Cr, V, Mn)相及耐磨性的影响。结果表明：当硅含量从0.6%(质量分数，下同)增加到2.4%时，初生M7C3相由板条状转变为块状弥散分布；其相邻间隔的γ-Fe数量逐渐减少直至消失。硅改变了初生M7C3形核前驱体-液态合金化高碳原子团簇的属性而引起其形态、分布和尺寸改变。磨损结果表明，当硅含量从0.6%增加至2.4%时，合金耐磨性先提高后下降，至1.5%时耐磨性最佳，微切削和微观断裂两种磨损机理并存。

明弧；堆焊；多元；显微组织；耐磨性

合金耐磨性与其所含碳化物种类、尺寸、分布、数量甚至位向等因素相关[1]。 Badisch等[2]和 Bergman等[3]认为大尺寸初生碳化物颗粒可有效抵抗磨粒磨损，而Chang等[4]研究显示，原位析出硬质相因其尺寸小，易随磨损切屑流失而丧失耐磨质点作用，这表明初生碳化物对合金耐磨性起主导作用，为理想的主耐磨相。过共晶高铬合金含有初生M7C3相，在冶金、电力、矿山等行业广泛用作耐磨材料，其成型制备工艺有整体铸造、复合铸造和堆焊制造[5-8]等。值得注意的是，采用药芯焊丝自保护明弧焊方法制备高铬合金，具有可靠、高效和经济等优点，甚至可对零件实施在线修复，已用来制备混凝土输送管、磨煤辊等零件高铬耐磨层[9,10]。该类型药芯焊丝采用金属粉型，主要依靠含碳组分自脱氧和自生保护气体，焊后仅残留微量熔渣[11]，不用清渣即可连续多层堆焊作业。但是，因该类型药芯焊丝铬铁组分加入量大，致使熔体流动性差，焊缝成型不良，需加入适量硼、硅组分以加强其自脱氧能力而改善熔体流动性[12]。然而，添加硼组分，合金因变态共晶((α-Fe+M3(C,B))析出以及初生M7C3相溶入一定数量的硼原子变脆而耐磨性降低[13-15]。添加硅组分可改善高铬焊缝成型，但不能形成碳化物，其作用影响常被忽视。Si对α-Fe基体起固溶强化作用，几乎不溶于碳化物。Delagnes等[16]认为Si抑制渗碳体形成而降低合金回火软化倾向；Mouayd等[17]和Azimi等[18]的研究显示Si增强了合金抗氧化性和耐腐蚀性；Zhu等[19]则认为Si可改变碳化物分布形态。目前，Si对高铬堆焊合金的初生M23C6相的作用影响已有大量研究，而对其初生M7C3的作用影响尚不明确。

本工作在药芯焊丝中加入一定数量的硅铁组分，采用药芯焊丝自保护明弧焊方法制备Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti多元合金系耐磨合金，考察硅对其M7C3相及耐磨性的影响。

1 实验

1.1 堆焊合金的制备

药芯焊丝外皮为H08A钢，药芯由高碳铬铁(含70%Cr，8%C，质量分数，下同)、钒铁(含60%V)、石墨(含98%C)、硅铁(含45%Si)、中碳锰铁(含80%Mn，1%C)、碳化钛(TiC)、还原铁粉等组成。所有粉末过60目筛，混合搅拌均匀后经YHZ-1药芯焊丝成型机轧制成φ4.5mm焊丝,再逐步减径到φ3.2mm备用。

将药芯焊丝用焊机MZ-1000在规格150mm×75mm×18mm Q235试板上自保护明弧堆焊3层，焊接电流为450A，电压为30V，焊接速率为18cm/min，焊丝干伸长为30mm，焊后空冷。仅改变药芯焊丝中的硅铁含量，不足100%之余量部分以还原铁粉补充，依次制作硅含量如表1所示的1#～7#试样。随着药芯焊丝硅铁含量提高，堆焊熔体流动性改善，焊缝成型渐趋美观。经分析，该明弧堆焊合金的化学成分为：Cr 17.3%，C 4.2%，V 2.1%，Mn 1.4%，Ti 0.95%，Si 0.6%～2.4%，余量为Fe，即为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(质量分数/%)

1.2 堆焊合金显微组织、相组成及力学性能的分析

用电火花线从焊缝中间垂直切取12mm×10mm×28mm(厚度方向)的金相试样，抛光、清洗、吹干，用D/MAX2550VB型X射线衍射仪分析堆焊表层合金的相组成，参数：CuKα辐射，管电压为40kV，管电流为250mA，扫描速率为1(°)/min，扫描角度为25°～90°，步长为0.02°。

金相试样以体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀2min，HFX-ⅡA型金相显微镜观察其显微组织；JSM-6360LV扫描电镜分析合金组织形貌；以其附属能谱仪Oxford7854探测试样微区成分；采用HV-1000型显微硬度计对试样初生碳化物进行显微硬度测试，载荷为0.1kg，加载时间为15s，每个试样测试10个点；采用Image-Pro Plus 5.0软件对试样进行碳化物体积分数分析，将宽度超过5μm以上的碳化物定义为初生碳化物。

切割制备57mm×25.5mm×6mm的耐磨性试样，磨平表面，采用MLS-225型湿砂橡胶轮式磨损试样机进行耐磨性测试，参数：橡胶轮直径为170mm，橡胶层邵尔硬度为80，所加载荷为24.5N，橡胶轮转速为240r/min，选用40～60目石英砂1500g混合1000g的自来水作为磨浆。试样先预磨1000转后取出，清洗、吹干，用精度0.0001g的电子天平称重M0，继续磨损1000转得到磨损后试样，质量为M1，试样磨损失重为ΔM=M0-M1，然后用DT-150型光学显微镜分析磨损形貌。

2 结果与分析

2.1 明弧堆焊合金的显微组织

图1为1#，3#，5#明弧堆焊合金的XRD谱。由此可知，多元合金的基体由α-Fe和γ-Fe组成，硬质相包括M7C3，Fe3C，TiC和Fe4N，其中M7C3为该高铬合金的主耐磨相。对比各相XRD谱特征峰的强度可知，随着合金硅含量增加，γ-Fe相(220)面(d=0.127nm)衍射峰强度减弱，表明其数量减少；α-Fe相(200)面(d=0.143nm)衍射峰强度增强，说明其数量提高；M7C3相(603)面(d=0.1205nm)衍射峰强度先减少然后增加，表明数量也相应发生相应变化。Fe3C相衍射峰强度基本不变，Fe4N相则稍有增加。由于硅属于非碳化物形成元素，固溶于α-Fe和γ-Fe等基体，促使堆焊熔体碳原子扩散迁移速率和聚集倾向增加，从而影响合金中基体和硬质相的数量及其分布。此外，随着硅含量增加，堆焊气氛中的还原性增强，抑制了碳原子氧化生成CO，CO2等自生保护气体数量，使Fe4N相增加，即自保护效果下降。

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

图2为明弧堆焊合金的显微组织。结合图1 XRD所表征的相组成结果可知，图2的白色板条状或者六边形的块状相为初生M7C3相，随着合金硅含量增加，初生M7C3相由板条状逐渐缩短，转变为六边形块状相，分布渐趋弥散；初生M7C3相尺寸先减小，然后增加。当硅含量为1.8%时，块状M7C3相分布均匀，尺寸合适，其四周则被白色的团状组织所包裹。硅继续增加至2.1%时，包裹的白色团状组织消失，表明硅可以改变明弧堆焊高铬合金初生M7C3相等硬质相和基体等组织形态、分布和尺寸。

图2 明弧堆焊合金的显微组织 (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#

图3为明弧堆焊合金的硬质相形貌。对图3(a)所示1#试样1，2，3，4微区以及图3(d)所示5#试样5，6，7微区进行EDS成分扫描，结果如表2所示。

结合图1XRD结果，可知1微区和6微区所示白色组织为γ-Fe，其中固溶了较高含量的硅；2微区和5微区所示板条状或者块状组织的Cr，V等元素含量高，为初生M7C3相，其中M由Fe，Cr，V，Mn元素组成；4微区和7微区所含Cr含量偏低，且含有一定数量的硅，可认为是α-Fe，其碳含量偏高的主要原因是由于其基体已被腐蚀；3微区钛含量高，应为TiC相。值得注意的是，上述微区的锰分布基本上是均匀的，在碳化物和基体之间没有显示择优分布。

由于明弧堆焊合金采用Fe-Cr-V-Mn-Ti-Si多元合金系，加入适量的强碳化物形成元素钒，使得初生M7C3颗粒易于析出，如图3(a)所示1#试样出现了大量初生M7C3颗粒。对比图3(a)～(f)可知，随着合金硅含量提高，初生M7C3从板条状逐渐变短，宽度从1#试样的20～40μm减至3#试样的10～25μm，然后再增加到7#试样的15～40μm；初生M7C3四周分布的γ-Fe数量随之减少；至2.1%Si时，即6#试样，仅有γ-Fe少量残存；到2.4%Si时，γ-Fe基本消失。这表明，硅改变了初生M7C3形核前驱体-液态合金化高碳原子团簇的属性。EDS结果表明，硅不溶解于M7C3等碳化物，而主要分布于α-Fe和γ-Fe相，说明硅具有排斥碳原子的特性。偏高的微区硅原子可割裂其熔体合金化高碳原子团簇的联系，使该团簇无法合并其他高碳原子团簇而定向生长为板条状晶。但是，硅含量越高，排斥碳原子的能力愈强，也使液态合金化高碳原子团簇变大，因而初生M7C3相增大。此外，在明弧堆焊条件下，板条状初生M7C3型碳化物快速定向生长过程中累积了过大内应力而出现微裂纹，对1#和2#试样初生M7C3相的显微观察发现1～2条微裂纹，但3#～7#试样却未出现裂纹，这说明硅可以改善初生M7C3相形态，从而增强合金抗裂性。

图3 明弧堆焊合金的硬质相形貌 (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

图3还显示，初生M7C3相四周有一定数量的包裹韧性γ-Fe，可提高其断裂韧性[20]。这是由于通过γ-Fe塑性变形，可减小合金内应力而提高耐磨性。反之，若初生M7C3相所包裹γ-Fe相尺寸过大，则磨粒易于锲入而降低耐磨性，初生M7C3颗粒弥散分布则可有效规避这一现象。硅含量越高，使合金化高碳原子团簇收缩、聚集增强。其碳含量越高而易形成初生或二次M7C3相，这也导致富碳γ-Fe相消失。依据Fe-C-Cr三元相图分析，初生M7C3相四周主要有(γ-Fe+M7C3)或(γ-Fe+Fe3C)等共晶，如图3(a)～(d)所示；随着硅含量提高，逐渐转变为(α-Fe+M7C3)或(α-Fe+Fe3C)变态共晶组织，保持了共晶形态，但其中γ-Fe因贫碳而转变为α-Fe，如图3(e)，(f)所示。

2.2 明弧堆焊合金的硬度及耐磨性

图4为硅对明弧堆焊合金初生M7C3相显微硬度的影响，直柱上方标注为10个测量值的平均值。初生M7C3相作为堆焊合金的主耐磨相，其显微硬度直接影响合金耐磨性及相韧性。随硅含量提高，合金初生M7C3相的变化趋势为：显微硬度先从1126.8HV0.1降至993.3HV0.1，然后上升至1293.5HV0.1，接着降至1134.0HV0.1，再提高到1315.3HV0.1，最后降至1013.2HV0.1。显然，该明弧堆焊多元合金初生M7C3相的显微硬度没有规律性。但值得注意的是，试样显微硬度波动范围减小，表明多元合金初生M7C3相显微硬度趋于稳定分布。由于1#～3#试样初生M7C3相四周的γ-Fe数量较多，而γ-Fe具有良好塑性，致使显微硬度测试时一部分载荷被分散而使其数据波动偏大。当硅含量为1.5%和2.1%时，初生M7C3相的显微硬度较高。

图4 硅对堆焊合金初生M7C3相显微硬度的影响Fig.4 Effect of Si content on the microhardness of primary M7C3 phases in hardfacing alloys

图5是硅对明弧堆焊合金总碳化物和初生M7C3相数量的影响。图6为硅对明弧堆焊合金宏观硬度及磨损失重ΔM的影响结果。由图5可知，随着硅含量提高，堆焊合金总碳化物体积分数和初生M7C3相总量均在50%以上，二者变化趋势一致，即先减少，然后增加，最后又减少。2.1%Si时，总的碳化物体积分数最高，但初生M7C3相数量仅次于0.6%Si的1#试样，这说明该试样所含碳原子基本上参与碳化物的形成。对比图5和图6可知，堆焊合金的ΔM并未随着碳化物体积分数的下降而增加，而是减少，这表明提高碳化物体积分数与其耐磨性并不成正比。适当降低初生M7C3相数量而提高韧性基体数量，可增强合金抗裂性而改善其耐磨性。

图5 硅对合金总碳化物和初生M7C3相数量的影响Fig.5 Effect of Si content on the volume fraction of total carbide and primary M7C3 phases

图6 硅对明弧堆焊合金硬度及磨损失重ΔM的影响Fig.6 Effect of Si content on the hardness and wear mass loss of open arc hardfacing alloys

由图6可知，随着合金硅含量提高，其宏观硬度从58.9HRC下降至57HRC，然后上升至59.9HRC，再下降至58.4HRC，波动范围在3HRC之内，这表明硅对明弧堆焊合金的宏观硬度影响小，其宏观硬度波动主要与初生M7C3相和γ-Fe相的形态、尺寸和间距等有关。

相隔间隙小且弥散分布的长块状M7C3相可有效抵抗金刚石压头压入，如图3(a)，(d)所示，从而显示较高的宏观硬度。磨损失重ΔM从0.6%Si的17.2mg下降至1.5%Si时的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%，这说明适量硅对明弧堆焊合金有改善作用。1.5%Si时，合金耐磨性最佳，之后则明显下降。与1#～5#试样相比， 6#和7#试样磨损失重ΔM明显偏大，与图2(d)所示的5#试样相比，图2(e)和图2(f)显示这两者的M7C3相数量并未明显减少，且6#试样初生M7C3相的显微硬度高于5#试样，只是1#～5#试样初生M7C3相被一定数量的韧性γ-Fe所间隔或包裹，但6#试样的ΔM却显著增加，这表明，γ-Fe相包裹或者间隔初生M7C3相分布可以显著改善明弧堆焊合金的耐磨性。相比于6#试样，7#试样ΔM增加的原因主要与其初生M7C3相的显微硬度降低有关。与图4相比，合金耐磨性未体现与初生M7C3相显微硬度呈正比对应关系，说明合金耐磨性不仅与初生耐磨相显微硬度有关，也与其四周组织类型和数量相关。

图7为明弧堆焊合金的磨损形貌。可知，磨损试样表面残留有划痕和剥落坑，没有明显塑性变形的切削犁沟存在，这说明该合金存在磨粒微切削和微观断裂两种磨损机理。对比图7(a)～(f)可知，随着合金硅含量提高，从1#至5#试样，磨损表面的划痕深度先变浅，数量减少，剥落坑数量减少，但深度基本不变。6#和7#试样，表面划痕增多，深度增大，剥落坑变大。当2.4%Si时，出现了大沟槽，剥落坑明显增大。试样表面磨损形貌与图6所示试样的磨损失重ΔM的变化规律相吻合。

图7 明弧堆焊合金的磨损形貌 (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#

图7显示，1#～5#试样剥落坑深度、尺寸明显小于6#和7#试样，前者初生M7C3相呈板条状，且定向分布，间隔的韧性γ-Fe也随之呈长条状，其中1#和2#试样γ-Fe尺寸较大，这利于磨粒尖端锲入而进行微切削运动，但其板条状的初生M7C3相则限制了其锲入深度，导致其表面只残留磨粒划痕而非切削沟槽，如图7(a)，(b)所示。图7(c)，(d)所示3#和5#试样磨损表面划痕浅，尤其5#，图4显示5#试样初生M7C3相的平均显微硬度为1134.0HV0.1高于3#试样的1096.1HV0.1，这些高硬度且弥散分布初生M7C3相可有效抵抗磨粒尖端锲入合金表面而减小其微切削量。尽管6#试样初生M7C3相显微硬度最高，但图7(e)显示其划痕较3#试样明显变深，且较深划痕多与剥落坑相贯通，这主要与该试样变态共晶(α-Fe+M7C3)或(α-Fe+Fe3C)数量较多有关，该类组织显微硬度较低且性脆，在外加载荷和磨粒的碾压作用下极易断裂，形成剥落坑，剥落坑出现则利于磨粒锲入而加大其微切削量[22]，导致ΔM明显增大。7#试样初生M7C3相显微硬度下降使磨粒微切削阻力变小，图7(f)所示白色块状M7C3相上沟槽证明了这一点。上述结果表明，明弧堆焊合金的耐磨性不仅与其初生M7C3相的显微硬度有关，而且与其分布形态、间隔及其四周组织类型相关，包裹初生M7C3相的适量γ-Fe，可减小冲击该相的外加载荷，避免其断裂而改善合金耐磨性。

3 结论

(1) 当硅含量从0.6%增加到2.4%时，Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti系堆焊合金的初生M7C3相(M=Fe, Cr, V, Mn)由板条状转变为块状弥散分布；其相邻间隔的γ-Fe数量逐渐减少直至消失。

(2) Fe-17Cr-4C-2V-Mn-Si-Ti系明弧堆焊合金从0.6%Si增加至2.4%Si时，耐磨性先提高，然后下降，至1.5%Si时耐磨性最佳。合金存在微切削和微观断裂两种磨损机理。

(3) 明弧堆焊合金的耐磨性不仅与其初生M7C3相的显微硬度有关，而且与其分布形态、间隔及其四周组织类型相关，包裹初生M7C3相的适量γ-Fe可减小冲击该相的外加载荷，避免其断裂而改善合金耐磨性。

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(本文责编：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

湖南省自然科学湘潭联合基金资助项目(2015JJ5031); 国家自然科学基金面上资助项目(51271158)

2015-10-12;

2016-05-20

龚建勋(1973-)，男，副教授，博士，从事材料表面工程和功能薄膜方向的研究工作，联系地址：湖南省湘潭市雨湖区湘潭大学机械工程学院(411105)，E-mail:gong309@tom.com