屈曉田

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

零部件常常因?yàn)楸砻孢^度磨損失效或報廢，采用表面堆焊的方法對失效的零部件進(jìn)行修復(fù)、再制造，是一種行之有效的方法。Fe-Cr-C合金因其良好的耐磨、耐熱、耐蝕性以及低廉的價格，被制備成藥芯焊絲，廣泛應(yīng)用于冶金、電力、礦山等領(lǐng)域的再制造場合［1］。Fe-Cr-C合金可以被分為亞共晶、共晶及過共晶三類［2］。相對于碳含量2.0%～3.5%、鉻含量10%～30%的亞共晶合金，碳含量3.5%～5.0%、鉻含量18%～30%的過共晶合金具有更好的耐磨性［3］。因?yàn)樵谶^共晶Fe-Cr-C合金組織中，合金的初生相為塊狀的 M（M＝Fe Cr7C3碳化物。眾所周知，M7C3碳化物具有高硬度（1 300～1 800 HV 和優(yōu)異的耐磨性［４］。

目前，針對過共晶Fe-Cr-C合金的研究較多。Zhi在過共晶Fe-Cr-C合金中加入了鈦，結(jié)果表明，鈦可以作為初生M7C3碳化物的形核核心，從而細(xì)化初生M7C3碳化物［5］。Coronado研究了碳含量對過共晶Fe－Cr-C合金的影響，發(fā)現(xiàn)碳含量的增加提高了合金的過冷度，從而增加了初生碳化物的形核率，細(xì)化了初生碳化物組織［6］。此外，釩、鈮、鎳的含量均對Fe-Cr-C合金的耐磨性產(chǎn)生影響［7－9］。Li研究了稀土氧化物和釩鐵對過共晶Fe-Cr-C合金堆焊金屬中初生M7C3碳化物的細(xì)化作用，并通過相圖計算研究了過共晶Fe-Cr-C合金的相析出規(guī)律［10］。但是，以上工作主要通過細(xì)化初生M7C3碳化物，從而改善過共晶Fe-Cr-C合金的耐磨性，如何進(jìn)一步提高該材料的耐磨性備受關(guān)注。碳化鎢（WC）作為一種陶瓷相，具有熔點(diǎn)高、耐磨性好、熱震性好等優(yōu)點(diǎn)，已被應(yīng)用于強(qiáng)磨損等工況場合。以WC作為增強(qiáng)相的耐磨合金多以鈷基、鎳基材料作為胎體，成本較高，而對含有WC增強(qiáng)相的鐵基耐磨合金的研究較少。Kambakas采用鑄造的方法，利用亞共晶Fe-Cr-C合金材料浸潤WC顆粒，制備了含WC增強(qiáng)相的鐵基耐磨合金，并通過試驗(yàn)證明了WC增強(qiáng)相的引入可以提高Fe-Cr-C合金的耐磨性［11］，采用該方法制備的零部件——導(dǎo)衛(wèi)，已應(yīng)用于棒材軋制生產(chǎn)線。但是，采用該方法制備耐磨合金層仍存在一些不足，經(jīng)過一段時間的使用，合金層容易從工件母體剝落，WC顆粒層孔隙率及鑄造工藝等因素對合金層與工件母體的結(jié)合強(qiáng)度影響較大。

基于此，本文采用堆焊同時載氣吹送WC顆粒浸潤堆焊層的新工藝，制備了含WC增強(qiáng)相的過共晶Fe－Cr-C堆焊合金，對WC在浸潤過程中的組織變化與相轉(zhuǎn)變規(guī)律加以研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

含有WC增強(qiáng)相的Fe-Cr-C合金耐磨堆焊合金選用藥芯焊絲進(jìn)行明弧堆焊，在堆焊的同時，載氣吹送WC顆粒對堆焊層進(jìn)行浸潤。為制備出耐磨性良好的過共晶Fe-Cr-C合金堆焊層，并考慮焊接過程的元素?zé)龘p，選用藥芯焊絲化學(xué)成分如表1所示。

表1 藥芯焊絲化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of flux cored wire

試驗(yàn)所用試板為50 mm×100 mm×20 mm的Q235鋼板。選用POWERPLUSⅡ350恒壓焊機(jī)，堆焊電流為240 A～260 A，焊接電壓為22 V～24 V。焊接方式采用勻速擺動焊，擺動寬度為30 mm，焊接速度為300 mm·min－1。堆焊用焊槍槍體示意圖如圖1所示，焊槍有兩部分組成：焊槍的中部為帶有水冷裝置焊嘴；在焊嘴外后置一根送粉管（即送粉管位于焊嘴沿焊接方向的后側(cè)）。選擇轉(zhuǎn)盤式載氣送粉器吹送WC顆粒，WC硬質(zhì)合金形貌如圖2所示。送粉氣體和保護(hù)氣體均為Ar氣，送粉量為50 g·min－1。調(diào)整送粉管位置，使WC顆粒浸潤于堆焊熔池后沿，避免了熔池中心高溫對WC顆粒的燒損。

Fig.1 Schematic diagram of experimental set-up圖1 實(shí)驗(yàn)裝置示意圖

Fig.2 Morphology of WC particles圖2 WC顆粒形貌

使用線切割設(shè)備從堆焊金屬中部切取試樣，磨平拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為5%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕。用Hitachi S4800場發(fā)射掃描電子顯微鏡對試樣顯微組織進(jìn)行觀察，并通過EDS能譜儀對試樣微區(qū)成分進(jìn)行測定。用D／max-2500／PC X射線衍射儀對試樣進(jìn)行相測定，Cu Kα輻射，掃描速度為2°min－1，掃描范圍為20°～120°。用FM-700顯微硬度計對試樣各相進(jìn)行硬度測定，所加載荷為300 gf，加載時間為10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 堆焊合金的顯微組織

圖3為加入WC增強(qiáng)顆粒前后的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的顯微組織。從圖3（a）可見，過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的顯微組織由六棱狀初生M7C3碳化物和共晶（M7C3碳化物＋γ）基體組成。加入WC增強(qiáng)顆粒后，如圖3（b－d）所示，WC增強(qiáng)顆粒與過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的浸潤性良好，胎體材料未因 WC顆粒的增加而產(chǎn)生裂紋或其他缺陷，基本保持了原有的六棱塊狀初生M7C3碳化物＋菊花狀共晶（M7C3＋γ）組織。在WC浸潤至堆焊層后，WC顆粒則發(fā)生了外層熔解，并與Fe-Cr-C堆焊層發(fā)生了擴(kuò)散，形成須狀（圖3c）或魚骨狀（圖3d）形貌的富鎢共晶碳化物。根據(jù)體視學(xué)原理，對試樣中WC顆粒的熔解百分率進(jìn)行計算。結(jié)果表明，WC顆粒表層的熔解厚度在為4.82～13.58μm之間，約45%的WC表層發(fā)生了熔解和擴(kuò)散。在熔池的熱攪拌作用下，顆粒狀或須狀富鎢共晶碳化物彌散分布于Fe-Cr-C合金胎體中。

Fig.3 Microstructural morphology of（a）original hypereutectic Fe-Cr-C hardfacing alloy；（b）overall WC particles；（c）and（d）details of the boundary of WC particle，圖3 過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的顯微組織：（a）原始組織形貌；（b）WC顆粒形貌；（c）和（d）WC顆粒邊界細(xì)節(jié)形貌

Fig.4 XRD patterns of hypereutectic Fe-Cr-C hardfacing alloy with WC reinforced particle圖4 含WC增強(qiáng)顆粒的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的XRD圖譜

WC顆粒的表層熔解降低了顆粒的完整度，從而在一定程度上削減了顆粒的增強(qiáng)效果。但熔解后的W原子固溶于基體或重新析出，形成新的碳化物，對基體產(chǎn)生了彌散強(qiáng)化的作用。此外，WC顆粒外層熔解有利于提高WC與基體材料的結(jié)合力。

2.2 堆焊合金的XRD分析

含WC增強(qiáng)顆粒的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的XRD結(jié)果如圖4所示。由圖可以看出，堆焊金屬中除了過共晶 Fe-Cr-C 合金應(yīng)有的 M7C3、α-Fe、M23C6及WC顆粒的組成相WC、W2C外，新生成了η碳化物，包括Fe6W6C和Fe3W3C。

在WC浸潤堆焊層過程中，WC顆粒在熔池的熱作用下，發(fā)生分解：

游離的［W 溶入α-Fe相中，形成富［W 的α固溶體。在隨后的冷卻過程中，形成了Fe3W3C和Fe6W6C兩種η碳化物。Fe6W6C在結(jié)構(gòu)與性能上與Fe3W3C相似，由于WC的熱容較高，因此，未熔WC顆?？梢宰鳛楣簿（FeW）6C和M（FeW）12C碳化物的核心，促進(jìn)其生長。

2.3 堆焊合金的顯微硬度

對含WC增強(qiáng)顆粒的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金進(jìn)行EDS微區(qū)成分測定及顯微硬度測試，實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表2。結(jié)果表明，試樣中碳化鎢顆粒的中心未熔區(qū)域硬度較高，其值為1 480 HV，高于過共晶組織中初生碳化物的硬度1 322 HV。WC顆粒邊緣須狀組織的硬度為961 HV，高于Fe-Cr-C中共晶（M7C3＋γ）組織的硬度666 HV。因此，高硬度的WC顆粒引入有利于提高過共晶Fe-Cr-C合金的耐磨性。

表2 不同區(qū)域成分及平均顯微硬度值Table 2 Chemical composition of different regions and average microhardness

3 結(jié)論

采用堆焊同時載氣吹送WC顆粒浸潤堆焊層的新工藝，制備了含WC增強(qiáng)相的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金。結(jié)果表明，WC增強(qiáng)相與Fe-Cr-C堆焊層結(jié)合性能良好，WC顆粒表面發(fā)生了熔解擴(kuò)散，形成了Fe3W3C和Fe6W6C兩種η碳化物。未熔WC顆粒可以作為共晶M（FeW）6C和M（FeW）12C碳化物的核心，促進(jìn)其生長。含WC增強(qiáng)顆粒的過共晶Fe-Cr-C堆焊合金中，未熔WC顆粒的硬度為1 480 HV，高于過共晶組織中初生碳化物的硬度1 322 HV。WC增強(qiáng)相有利于提高過共晶Fe-Cr-C堆焊合金的耐磨性。

［1］ 李達(dá)，楊慶祥，崔占全，等.高耐磨藥芯焊絲堆焊組織及基體選擇［J］.焊接學(xué)報，2009，30（12）：69-72.

［2］ Sabet H，Khierandish S，Mirdamadi S，etal.The Microstructure and Abrasive Wear Resistance of Fe-Cr-C Hardfacing Alloys with the Composition of Hypoeutectic，Eutectic，and Hypereutectic at Cr／C＝6［J］.TribolLett，2011，44（2）：237-245.

［3］ 周野飛，李達(dá)，周革宇，等.高鉻鑄鐵型堆焊自保護(hù)藥芯焊絲的研制［J］.焊接技術(shù)，2011，40（10）：43-45.

［4］ 楊慶祥，周野飛，楊育林，等.Fe-Cr-C系耐磨堆焊合金研究進(jìn)展［J］.燕山大學(xué)學(xué)報：自然科學(xué)版，2014，38（3）：189-196.

［5］ ZHI X，XING J，F(xiàn)U H，etal.Effect of Titanium on the As-cast Microstructure of Hypereutectic High Chromium Cast I-ron［J］.MaterCharact，2008，59（9）：1221-1226.

［6］ Coronado J J.Effect of（Fe，Cr）7C3Carbide Orientation on Abrasion Wear Resistance and Fracture Toughness［J］.Wear，2011，270（3）：287-293.

［7］ QI X，JIA Z，YANG Q，etal.Effects of Vanadium Additive on Structure Property and Tribological Performance of High Chromium Cast Iron Hardfacing Metal［J］.SurfCoatTechnol，2011，205（23）：5510-5514.

［8］ ZHI X，XING J，F(xiàn)U H，etal.Effect of Niobium on the As-cast Microstructure of Hypereutectic High Chromium Cast Iron［J］.MaterLett，2008，62（6-7）：857-860.

［9］ Efremenko V G，Shimizu K，Noguchi T，etal.Impact-abrasive-corrosion Wear of Fe-based Alloys：Influence of Microstructure and Chemical Composition Upon Wear Resistance［J］.Wear，2013，305（1-2）：155-165.

［10］ LI D，LIU L，ZHANG Y，etal.Phase Diagram Calculation of High Chromium Cast Irons and Influence of Its Chemical Composition［J］.MaterDes，2009，30（2）：340-345.

［11］ Kambakas K，Tsakiropoulos P.Sedimentation Casting of Wear Resistant Metal Matrix Composites［J］.MaterSciEng A，2006，435：187-192.