高铬不锈钢堆焊合金的超细化显微组织及耐磨性

龚建勋¹，肖逸锋¹，张清辉¹，马  蓦²

(1. 湘潭大学 机械工程学院，湖南 湘潭，411105；

2. 湘潭大学 材料与光电物理学院，湖南 湘潭，411105)

摘  要：采用药芯焊丝埋弧堆焊方法制备含1.25%~1.75%C，15%~25% Cr，1.5%~1.8% V，2%~3% W和0.6%~1.0% B(质量分数)的高铬不锈钢合金，借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射等分析手段，研究其显微组织、表面形貌及成分分布，考察碳化钨及碳含量对高铬堆焊合金硬度和耐磨性的影响。研究结果表明，高铬堆焊合金的显微组织由α-Fe＋(Cr, Fe)₂₃C₆＋(Cr, Fe)₇C₃＋WC+TiB₂等组成，其中，碳化钨颗粒从药芯焊丝过渡到堆焊合金前未完全熔化，阻碍晶粒长大，并使其粒度为5~10 μm，因而，工件无预热且焊后不保温缓冷，堆焊合金没有开裂；耐磨粒磨损试验结果表明，高铬不锈钢堆焊合金的相对磨损系数为实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金的5~18倍，耐磨性能好；弥散分布的碳化物颗粒强化α-Fe基体，使磨粒锲入受阻，耐磨性增强。

关键词：不锈钢；堆焊；药芯焊丝；超微细；耐磨性

中图分类号：TG422.1          文献标识码：A         文章编号：1672-7207(2009)04-0950-06

Ultrafine microstructure and wear resistance of high-chromium stainless steel surfacing alloys

GONG Jian-xun¹, XIAO Yi-feng¹, ZHANG Qin-hui¹, MA Mo²

(1. School of Mechanical Engineering, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China;

2. Faculty of Material and Photoelectronic Physics, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China)

Abstract: High chromium stainless steel alloys with 1.2%-1.8% C, 15%-25% Cr, 1.0%-2.0% V, 2%-3% W and 0.6%-1.0% B (mass fraction) were deposited by the method of flux-cored wire submerged arc welding. The microstructure，surface morphology and element distribution of surfacing alloys were investigated by optical microscopy (OP), scanning electron microscopy (SEM) and X-ray diffraction (XRD). The effects of WC in flux-core and carbon content on wear properties were evaluated. Incomplete molten tungsten carbide inhibits grain growth and the grain size was 5-10 μm. The deposited metals without preheating and post-weld heat treatment have no cracks. The experimental results show that the microstructure consists of ferrite, carbide such as (Cr, Fe)₂₃C₆, (Cr, Fe)₇C₃ and boride such as TiB₂ etc. The abrasion resistance is deliberately superior to solid wire of H25Cr3Mo2MnV and its relative coefficient is 5-18 times of solid wire. The matrix strengthened by carbide dispersion impedes the imbedding of abrasive particles and improve the abrasion resistance.

Key words: stainless steel; hardfacing; flux-cored wire; ultrafine; wear resistance

高铬铸铁合金具有良好的耐磨性及耐腐蚀性，广泛应用于破碎机滚筒、衬板、磨煤机辊套等机械零件上^[1-2]，目前，用其制造或者修复受损的工件表面以药皮焊条电弧焊方法为主^[3]，电弧堆焊虽焊缝热输入量小，裂纹、敏感小，但生产效率低。高铬铸铁如以药芯焊丝形式埋弧堆焊，因其碳含量高，堆焊焊缝冷却快，合金淬硬倾向大，形成的碳化物粗大并呈树枝状、网状分布^[4-6]，从而使合金韧性差，即使焊前预热、焊后保温缓冷，堆焊合金仍易开裂^[7-8]。另外，预热等减小应力的工艺措施使企业能耗增大，工作环境变差。如何增强高铬铸铁合金的韧性，实现免预热堆焊，这已成为一个需解决的突出问题。晶粒细化可有效提高金属强度、韧性和抗裂性^[9-10]，碳化物细化可导致金属的耐磨粒磨损性能降低^[11]，而以硼为主要添加元素的高铬铸铁则表现出较为优异的耐磨性，缺点是韧性不高，原因在于硼化物呈针状或者片状分布^[12-13]。本文作者适当降低高铬铸铁的碳含量，在药芯焊丝中加入一定量的钒铁、碳化钨和碳化硼(B₄C)等组分来细化晶粒、提高韧性并增强耐磨性，对其埋弧堆焊合金的显微组织、微区成分和耐磨粒磨损性能进行分析和研究。

1  实验方法

药芯焊丝外皮为H08A，药芯由高碳铬铁(含69% Cr，4% C)、碳化钨、钒铁(含50% V)、钛铁(含30% Ti)、碳化硼(B₄C)、碳化钨(WC)、镍粉、还原铁粉等组成，药粉搅拌均匀后经YHZ-1药芯焊丝成型机轧制成直径为4.0 mm焊丝，再拉拔减径为3.6 mm备用。

在长×宽×厚为90 mm×70 mm×16 mm的试板(A3)上，药芯焊丝用交流埋弧焊机MZ-1000堆焊3层，工艺参数如表1所示。焊剂HJ260，焊后焊渣自动脱落，焊缝表面光洁，无粘渣，分别制备了63~70号试样，其化学成分(质量分数)为：C 1.25%~1.75%，Cr 15%~25%，V 1.5%~1.8%，Si 0.5%~1.2%，Mn 0.5%~ 0.7%，W 2.0%~3.0%和B 0.6%~1.0%，堆焊试样Cr，V含量及其药芯焊丝WC含量如表2所示。

表1  药芯焊丝埋弧焊工艺参数

Table 1  Processing parameter of flux cored wire submerged arc welding

表2  Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的成分

Table 2  Compositions of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys

试样表面被磨平后，用HR-150洛氏硬度计测试硬度，然后，线切割加工制备为长×宽为12 mm×10 mm金相试样和57 mm×25.5 mm×6 mm耐磨性试样。水冷切取堆焊表层部分，敲碎并研磨为粉末，作为D/MAX2550VB型X射线衍射仪分析样品。

金相试样先用4%的硝酸酒精腐蚀，再用复合试剂硝酸5 mL、盐酸15 mL、重铬酸钾2.5 g、苦味酸1 g、酒精30 mL(均为分析纯)浸湿，依次用水和酒精清洗干净后，吹干，JSM-6360LV扫描电镜观察试样表面，用其附属电子能谱仪Oxford 7854对试样微区进行分析。

耐磨性试验采用MLS-23型湿砂橡胶轮式磨损试验机，条件如下：橡胶轮直径为178 mm，邵尔硬度为60，所加砝码质量为2.5 kg，橡胶轮转速为240 r/min，砂浆比例为：250~425 mm石英砂1.5 kg配1 kg水。试样先预磨1 000 r，冲洗干净，吹干，称初始质量为M₀，然后，正式试验1 000 r后清洗吹干，再次称质量为M₁，(M₀-M₁)即为试样磨损绝对失质量?M。以直径为4.0 mm的实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金为标准试样，相对磨损系数ε为：

。

式中：?M₀为标准试样绝对失质量。试验后，将耐磨试样表面冲洗干净，用JSM-6360LV扫描电镜分析磨损表面形貌。

2  结果及分析

2.1  堆焊合金的显微组织

2.1.1  焊缝中间显微组织

Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织如图1所示。从图1可知，堆焊合金Cr-W-V-B的显微组织主要由α-Fe＋少量γ-Fe＋大量碳化物或硼化物颗粒组成，图中灰色区域为α-Fe和碳化物组织，白色为γ-Fe，基体组织与硬质相颗粒均非常细小且弥散分布。由于晶粒细小，耐腐蚀性强，组织衬度小，在光学显微镜下不易被观察到。图1所示为65号和68号试样的光学显微组织，其中，65号试样的碳含量比68号试样的低，对比图1(a)和(b)可知，68号试样的γ-Fe组织数量明显增多，且碳化物分布趋于集中。

(a) 65号试样；(b) 68号试样

图1  Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织

Fig.1  Microstructures of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys

图2所示为65号试样的X射线衍射谱(XRD)。可见，该合金基体组织为α-Fe，硬质相则由(Cr, Fe)₂₃C₆+ (Cr, Fe)₇C₃+WC+TiB₂组成。由于WC高温固溶后优先形成Fe₇W₆化合物，而以上结果未显示其衍射峰，这表明药芯焊丝所加入的WC颗粒凝固结晶前并未全部熔化或者固溶形成Fe₇W₆相，而是仅表层部分熔化，即呈半熔化态，就过渡到堆焊合金。另外，图2中无B₄C的特征峰，而出现较强的TiB₂衍射峰，这说明B₄C在焊接熔池等高温条件下与钛铁反应形成另一硬质相TiB₂。

图2  65号堆焊合金的XRD谱

Fig.2  XRD patterns of No.65 hardfacing alloys

图1(a)显示65号金相试样存在深色和浅色区域。对该试样的显微组织形貌(图3(a))中的微区A(对应图1(a)浅色区域)和微区B(对应图1(a)深色部分)成分进行扫描，结果如下(质量分数，%)：A区中含Cr 24.95%，V 3.33%；B区中含Cr 29.31%，V 3.66%，W 3.39%；2个微区最显著的区别是深色区域B出现了高含量的钨。由于堆焊焊缝冷却速度快，而碳化钨的熔点(2 600 ℃)高，WC颗粒凝固前未完全熔化，阻碍晶粒长大。另外，铁素体碳固溶量低，抑制WC颗粒熔化或者固溶部分所分离出的碳元素迁移扩散，使该局部区域的碳含量偏高，因而，碳化物更易于析出，导致显微组织细小，呈深色。由于大量的碳化物弥散分布，导致65号和68号堆焊合金晶粒粒度为5~10 μm，整体属于超细化晶粒^[14]，尤其碳化物以颗粒状存在，而不以粗大树枝状或者网状形态存在，这种形态不利于裂纹扩展^[15]，并使堆焊合金具有较强的韧性，因而，工件焊前不预热且焊后不保温缓冷，堆焊合金层没有开裂。

(a) 65号试样；(b) 68号试样；(c) 70号试样(去除钒铁组分)

图3  Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的显微组织形貌

Fig.3  Microstructure morphologies of Fe-Cr-W-V-B

 hardfacing alloys

70号试样为去除钒铁组分的合金，从其显微组织形貌(图3(c))来看，一部分碳化物呈方向性分布，而加入钒铁的试样其碳化物未出现上述形态，这表明碳化钒析出阻碍了碳化物等相的定向生长，有利于获得碳化物等硬质相弥散分布的显微组织。

2.1.2  焊缝交界处显微组织

63号堆焊合金焊缝交界处的显微组织、表面形貌及成分分布如图4所示。从图4(a)~(b)可见，63号试样焊缝交界处经历了重熔或者高温固溶，晶粒明显长大，碳化物沿着焊缝方向呈长条状或者颗粒状分布。对63号试样显微组织中A，B和C处进行成分扫描(图4(b))，结果如下(质量分数，%)：A处含Cr 15.7%，V 1.83%，Ni 1.28%，Ti 0.45%；B处含Cr 12.75%，V 1.07%，Ni 1.59%；C处含C 5.74%，Cr 15.70%，V 1.7%，Mn 0.94%，Ni 0.95%，其中，A点位于焊缝交界处的基体，B点位于焊缝中间的基体上。比较A与B点成分可知，交界处的铬钒含量偏高，且出现了Ti，这是由于一部分Cr，V与Ti等元素的碳化物高温固溶，使铁素体基体中Cr，V和Ti等元素含量提高，促使碳向焊缝交界处两侧扩散，局部形成灰色增碳区，致使该区域的碳化物颗粒更为密集。C点扫描点处在颗粒上，与A、B点所不同的是，其碳含量高，这表明该颗粒为碳化物。图4(b)所示白线为从焊缝交界处到中间区域的Fe，Cr和V元素的成分同步扫描线，从扫描结果可知，一部分Cr和V元素含量的高峰值几乎同步出现，且位于点状或者块状颗粒，而相对应的是Fe含量的低谷峰。可见，这些颗粒应是Cr和V的复合碳化物。

(a) 显微组织；(b) 表面形貌

图4  63号堆焊合金焊缝交界处的显微组织及表面形貌

Fig.4  Microstructure and surface morphology between welding beads of No.63 hardfacing alloys

2.2  堆焊合金的耐磨性

WC与碳含量对Fe-Cr-W-V-B堆焊合金硬度影响如图5所示。从图5可知，Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的相对磨损系数是实芯焊丝H25Cr3Mo2MnV堆焊合金的5~18倍。其中，65号和66号试样的相对磨损系数为市售无渣高铬铸铁耐磨焊条(相对磨损系数ε=9.3)的1.5~2.0倍，具有良好的耐磨性。

2.2.1  药芯焊丝碳化钨含量的影响

从图5(a)可知，随着药芯焊丝中碳化钨含量增加，Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的洛氏硬度基本不变，相对磨损系数ε先增加然后下降。这是因为部分碳化钨颗粒分解后使基体的碳含量提高，γ-Fe组织数量增加，减弱了碳化钨的弥散强化效应。当γ-Fe组织数量较多 时，析出碳化物相对较少，堆焊合金硬度和耐磨性下降。由此可知，碳是以固溶还是碳化物形式存在，这对堆焊合金的耐磨性影响很大，因而，需调整堆焊工艺或者药芯成分配比，使其满足一定条件或者比例关系，才能使碳与合金元素充分形成碳化物。

2.2.2  碳含量的影响

从图5(b)可见，Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的洛氏硬度随碳含量提高而增加，但ε并不与之成正比，而是先下降再增加。碳含量提高，γ-Fe组织增加，α-Fe含量下降，碳化物颗粒趋于集中分布，削弱了弥散分布的强化作用。当碳含量高至1.75%时，碳优先扩散到γ-Fe基体的晶界并沿晶界形成长条状碳化物，构成耐磨骨架，耐磨性提高，但韧性下降。以上说明，当基体为(γ-Fe+a-Fe)双相组织且γ-Fe数量较大时，促使碳化物的分布形貌和含量发生改变，从而影响其耐磨性。

(a) WC；(b) C

1—硬度；2—相对磨损系数

图5  WC与碳含量对Fe-Cr-W-V-B堆焊合金洛氏硬度影响

Fig.5  Effect of WC content in flux core and carbon content on hardness of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys

2.2.3  磨损形貌

Fe-Cr-W-V-B堆焊合金耐磨粒磨损表面形貌如图6所示。可见，合金表面为凿槽或者犁沟条纹，这表明磨粒的显微切削占主要机制，但65号与68号试样的磨损形貌有所不同，其中68号试样沟槽两侧出现塑性变形，为典型的犁沟条纹，由于68号试样的奥氏体含量较高，基体塑性好，磨损表面塑性变形痕迹明显。而65号试样的沟槽较宽且深，有断裂痕迹，塑性变形不明显，为凿槽形貌。由于65号试样碳化钨含量较多，基体强度高，石英砂颗粒锲入深度小，磨粒在沟槽区域阻力大，相对于光滑表面更易于锲入，致使沟槽宽且深。另外，从图6可看到，碳化物质点可使磨粒的切削运动停止，长条状比点状碳化物的阻碍效果更好。以上结果表明，碳化物弥散分布提高堆焊合金强度，提高磨粒锲入表面所需能量，增强耐磨性，这也是65号试样的相对磨损系数ε是68号的2.57倍的原因。

(a) 65号试样；(b) 68号试样

图6  Fe-Cr-W-V-B堆焊合金耐磨粒磨损的表面形貌

Fig.6  Surface morphologies of abrasion test of Fe-Cr-W-V-B hardfacing alloys

3  结  论

a. 弥散分布的部分熔化态硬质相如碳化钨颗粒，阻碍Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的晶粒长大，促使晶粒超微化且大部分颗粒粒径为5~10 μm。

b. 药芯碳化钨含量增加，Fe-Cr-W-V-B堆焊合金的基体强度提高，阻碍磨粒锲入，耐磨性提高。该合金磨损形貌为典型的凿槽或者犁沟条纹，磨料的显微切削占主要磨损机制。该堆焊合金中碳是以固溶还是以碳化物的形式存在，可使γ-Fe组织及碳化物析出含量改变，从而影响其耐磨性。

c. Fe-Cr-W-V-B堆焊合金析出碳化钒，可阻碍碳化物等硬质相的定向生长，改善其分布形貌，其中一部分V元素与Cr元素形成了复合碳化物。

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收稿日期：2008-10-10；修回日期：2008-12-20

基金项目：湖南省教育厅资助项目(06C838)；湘潭大学科研启动基金资助项目(06QDZ05)

通信作者：龚建勋(1973-)，男，湖北崇阳人，博士，副教授，从事材料表面工程和功能薄膜研究；电话：13187327502；E-mail: gong309@tom.com