Ni基Cr3C2、WC增強等離子堆焊焊層的耐磨性能

楊再江，李玉璽，顏 維，周伍喜，余 偉

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Ni基Cr3C2、WC增強等離子堆焊焊層的耐磨性能

楊再江，李玉璽，顏 維，周伍喜，余 偉

(自貢長城硬面材料有限公司，自貢643000)

以粒徑53~150 μm的 WC、Cr3C2(Cr3C2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%~40%)和NiCrBSi粉末為原料，采用Stellite等離子轉(zhuǎn)移弧(PTA)堆焊系統(tǒng)在45#鋼基體上制備焊層。應(yīng)用金相顯微鏡、X-射線衍射儀、掃描電鏡、硬度計等設(shè)備分析焊層的結(jié)構(gòu)和性能。結(jié)果表明：NiCrBSi自熔合金焊層組織由γ-(Ni,Fe)和其間彌散分布的CrB和(Cr,Fe,Ni)7C3相組成；Cr3C2加入后，焊層中出現(xiàn)Cr3C2衍射峰。隨Cr3C2含量增加，焊層硬度、孔隙率和耐磨性逐漸提高，Cr3C2含量為30%時，硬度和耐磨性均達到峰值。鑄造WC加入后，以WC、W2C為主，并有少量(Cr,Fe,Ni)7C3和(Ni,Cr,W)3C產(chǎn)生。Cr3C2含量為40%的Cr3C2焊層較Ni50A焊層耐磨性提高197.6%，比加入相同含量鑄造WC焊層耐磨性提高97.6%。Cr3C2、鑄造WC加入后，焊層的磨損機理不同：Cr3C2/Ni屬于均勻磨損，WC/Ni屬于非均勻磨損。

等離子堆焊；Cr3C2；NiCrBSi；耐磨性；WC；Ni基

等離子轉(zhuǎn)移弧 (plasma transferred arc, PTA) 堆焊作為材料表面強化技術(shù)之一，具有熱源溫度高，生產(chǎn)效率高和不需要復(fù)雜前處理等優(yōu)點，能制備高致密度、低稀釋率的金屬/金屬陶瓷復(fù)合焊層，可顯著改善工件表面的耐磨損、耐腐蝕和耐高溫等性能[1?4]。PTA堆焊過程中，鎳基自熔合金NiCrBSi具有良好的耐磨、耐腐蝕性，廣泛應(yīng)用于礦山采掘、石油化工、電力、閥門、機械等行業(yè)[5?8]。而在復(fù)雜工況，如礦石破碎、分級機等零部件，PTA堆焊NiCrBSi焊層已不能滿足惡劣的磨損環(huán)境，常常需要加入各種硬質(zhì)相，如鑄造WC、粗晶WC和Cr3C2等提高耐磨性[3, 9]。

JUST等[10]研究焊接電流對鑄造WC/Ni基界面的影響時指出焊接電流增加25%，界面厚度增加5倍；KATSICH等[11]研究了不同焊接電流對鑄造WC/Ni基焊層在磨粒磨損和沖擊磨粒磨損下的影響，指出隨電流增加，WC分解加劇，WC含量減少和直徑減小，磨粒磨損率大幅增加，沖擊磨粒磨損率保持不變；LIYANAGE等[12]研究了不同化學(xué)成分Ni基合金對焊層組織和磨損性能的影響。

但是，WC密度大，在等離子堆焊過程中容易下沉，易在焊層中產(chǎn)生裂紋。此外，WC價格高，堆焊成本增加。而Cr3C2硬度高、價格低、來源廣泛，適合作為PTA堆焊層的硬質(zhì)相。ZIKIN等[13]用等離子堆焊工藝研究了Cr3C2-Ni/NiCrBSi焊層在20～700℃的腐蝕和沖擊磨粒磨損行為；羅燕等[14]用等離子堆焊工藝研究不同Cr3C2添加量對鈷基合金堆焊層組織和耐磨性能的影響；鐘文華等[15]對比研究了激光熔覆Cr3C2/Ni與WC/Ni涂層，指出多道搭接時Cr3C2/Ni中Cr3C2已完全分解，涂層耐磨性低于單道搭接。而單次搭接焊層厚度僅有0.9 mm，無法滿足實際需求。與激光熔覆工藝相比，等離子堆焊熔敷效率高，單次可以獲得最大5 mm厚的焊層。而采用Stellite大功率PTA堆焊槍在同一焊接參數(shù)下，系統(tǒng)研究Cr3C2、WC增強Ni基焊層微觀結(jié)構(gòu)和耐磨粒磨損性能還未見報道，因此，本文作者研究不同Cr3C2加入量對Ni基耐磨性的影響，并與鑄造WC/Ni焊層耐磨性對比，希望能在等離子堆焊領(lǐng)域為Cr3C2部分取代鑄造WC的工業(yè)應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

1 實驗

1.1 焊層制備

PTA堆焊材料為鑄造WC粉末(自貢長城硬面材料有限公司生產(chǎn))、Ni50A、Cr3C2粉末。Ni50A粉末成分如表1所列，試驗方案如表2所列。

表1 Ni50A 化學(xué)成分

試驗基材為100 mm×50 mm×10 mm的45#鋼板，鋼板表面磨光。采用德國Stellite STARWELD PTA 350 CONTROLOL等離子堆焊系統(tǒng)制備焊層。堆焊工藝的選擇基于獲得高粉末熔敷率和低的孔隙率而定，所有試驗工藝參數(shù)相同，堆焊工藝參數(shù)如表3所列。

表2 PTA堆焊混粉成分和粒度

表3 PTA堆焊工藝參數(shù)

1.2 性能表征

采用OLYMPUSBX41M-LED金相顯微鏡觀察焊層微觀結(jié)構(gòu)；采用金相系統(tǒng)圖片軟件(OLYMPUS Stream)計算分析焊層孔隙率(10個不同視場取平均值)；采用ZEISS EVO 18鎢燈絲掃描電鏡觀察和分析磨痕微觀結(jié)構(gòu)；采用MLG-130干式橡膠輪磨粒磨損試驗機，按干砂橡膠輪測量磨損標(biāo)準(zhǔn)試驗方法(ASTM G65)測定各焊層耐磨粒磨損性能，用線切割和磨床制成尺寸為60 mm×25 mm×12 mm的樣塊，除油、烘干，稱重；試驗時將粒度為212～300 μm的石英砂裝入砂倉，調(diào)節(jié)石英砂送粉率為300～400 g/min，設(shè)定轉(zhuǎn)速200 r/min，加載130 N，試驗時間10 min，磨距 1 436 m，樣塊前后的質(zhì)量損失記為磨損量，每種焊層取3個試樣，重復(fù)3次試驗，結(jié)果取平均值；采用T300型洛氏硬度計測定焊層截面硬度，加載載荷為 150 Kgf，保壓時間為15 s，測10個值取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊層物相分析

焊層的X射線衍射譜如圖1所示。由圖1可知，Ni50A焊層中主要以γ-(Ni,Fe)相衍射峰為主，同時還存在CrB、M7C3(M:Cr,Fe,Ni)等衍射峰，這與陶凌云的研究結(jié)果相似[16]。Ni50A粉末中Ni為主要元素，含量約為76%，自身是奧氏體形成元素，且由于Ni與Fe有良好的互溶性，使焊層中出現(xiàn)了γ-(Ni,Fe)的強衍射峰。此外粉末中還有較多的B、Cr元素，Cr是中強碳化物形成元素，所以在焊層中形成了CrB、M7C3二次相。

Cr3C2/Ni焊層中主要有γ-(Ni,Fe)和Cr3C2物相衍射峰，同時含有少量CrB、M7C3(M:Cr,Fe,Ni)和Cr7C3衍射峰。

WC/Ni焊層中主要以WC和W2C相衍射峰主，還有少量的M7C3(Cr,Fe,Ni)和(Ni,Cr,W)3C衍射峰。這是因為鑄造WC由WC和W2C兩相組成，鑄造WC熔點高，堆焊過程中僅在顆粒邊緣有少量分解，分解的WC會與Ni基體形成硬脆的M7C3和(Ni,Cr,W)3C二次相[12]。

圖1 焊層XRD衍射譜圖

2.2 組織微觀結(jié)構(gòu)分析

焊層截面的金相照片如圖2所示。由圖2可知，焊層由3個區(qū)域組成：熔合區(qū)(焊層與母材的界面)，過渡區(qū)(靠近熔合區(qū)0～300 μm內(nèi)，組織較粗大)和堆焊層組成(過渡區(qū)上部)。Ni50A焊層組織致密、孔隙率低(0.42%)。焊層組織由少量樹枝晶、共晶組織，CrB、M7C3等二次相組成，但二次相在基體中分布不均勻。這是因為等離子堆焊冷卻速度快，熔池成分波動較大，在局部區(qū)域的過冷度和結(jié)晶速度不同，二次相的析出不同，導(dǎo)致組織出現(xiàn)明顯的不均勻性[17]。Cr3C2加入后，焊層中彌散分布的樹枝晶明顯增多，焊層中出現(xiàn)未熔Cr3C2顆粒(圖2(b)中灰色顆粒)，且成分偏析現(xiàn)象減弱。因為Cr3C2的熔點高(1 895 ℃)，雖然等離子弧弧柱區(qū)溫度高達上萬攝氏度，但由于Cr3C2顆粒在電弧中停留的時間短，且周圍Ni50A(熔點～1 250 ℃)顆粒熔化帶走大量熱量，焊層中僅有部分Cr3C2顆粒溶解，且此Cr3C2與基體形成很多彌散分布的二次相，如CrB、Cr7C3、M7C3等。熔池結(jié)晶過程中，二次相的出現(xiàn)不僅會增加形核界面，且會阻礙焊層組織的生長，細化組織，這可從圖2(b)中焊層的過渡區(qū)無粗大組織得到證明。隨Cr3C2加入量增加，焊層中的殘留Cr3C2顆粒增多，強化作用增強，焊層硬度也逐漸提高，當(dāng)Cr3C2加入量為30%時，強化作用達到峰值，焊層硬度最高，達到63.6 HRC，如表4所列。此時，焊層中點狀分布的二次相變成了縱橫交錯的長條狀和顆粒狀的樹枝晶，均勻分布在焊層中，且析出的二次相數(shù)量最多，如圖2(d)所示。當(dāng)Cr3C2加入量達到40%時，由于粘接金屬量減少，熱輸入不足，導(dǎo)致粘接金屬粘度增加，二次相析出困難，加上大量Cr3C2顆粒飛出，阻礙了熔融金屬的流動，使得焊層的孔隙率增加90%，焊層的硬度降低1.8 HRC。

鑄造碳化鎢加入后，基體組織呈現(xiàn)類過共晶形態(tài)。鑄造WC均勻分布在基體中，焊層孔隙率非常低(0.47%)?；w組織與Ni50A焊層相比，析出二次相數(shù)量非常少，這可能與鑄造WC破壞了二次相的形核有關(guān)。加入40% 鑄造WC的焊層硬度與加入40% Cr3C2大致相同，如表4所列。

2.3 耐磨粒磨損性能

各焊層磨粒磨損結(jié)果如表5所列。為了消除Cr3C2和WC的密度對焊層耐磨性的影響，采用體積磨損率表征焊層的耐磨性。從表5可知，隨Cr3C2含量增加，焊層的體積磨損率逐漸減少，加入量達到30%時，體積磨損量最小，耐磨性較Ni50A焊層提高197.6%。添加40%Cr3C2焊層的耐磨性比相同含量鑄造WC焊層提高了97.6%。

圖2 焊層截面的組織結(jié)構(gòu)

表4 焊層截面孔隙率和硬度

表5 焊層的磨損量和體積磨損率

Ni50A焊層的耐磨性主要來源于強韌性的γ- (Ni,Fe)及沉淀析出的M7C3，如圖3(a)所示。采用能譜對特征區(qū)域化學(xué)成分進行定量分析，結(jié)果如表6所列。區(qū)域1，2的化學(xué)成分相近，均由C、Cr、Fe、Ni元素組成，區(qū)域3是基體，主要由Ni組成，區(qū)域4主要由B、Cr組成。

Cr3C2加入后，改變了焊層的基體組織，析出的二次相與未溶解的Cr3C2成為重要的抗磨損硬質(zhì)相，如圖3(b)所示。如前所述，Cr3C2加入量為30%時，強化作用最明顯，繼續(xù)增加Cr3C2至40%時，由于焊層的孔隙率由3.56%提高到6.79%，焊層的體積磨損量由8.3 g/cm3提高到8.5 g/cm3，耐磨性降低。從圖3中5，6，7，8點的能譜分析結(jié)果可以看出，圖3(b)中黑色的大顆粒為未熔Cr3C2顆粒，灰色塊狀顆粒為M7C3，上部的灰白色微小區(qū)域為基體，硬質(zhì)相占據(jù)至少80%以上的磨面面積，整個磨面相對平直，說明Cr3C2的加入可使硬質(zhì)相有效地保護基體，使得基體磨損面與硬質(zhì)相的耐磨性保持一致。

圖3 焊層磨損截面SEM圖

表6 圖3中所選區(qū)域或點的化學(xué)成分

加入鑄造WC后，由于鑄造WC顆粒密度高，相同質(zhì)量下，WC顆粒數(shù)量比Cr3C2少，加上鑄造WC顆粒熔點高，僅邊緣有少量分解(如圖3中10點所示)，焊層的強化主要來源于未熔的鑄造WC顆粒[18]，WC顆粒對基體組織的強化不明顯，基體無法提供足夠的支撐和保護作用，在石英砂多次鑿削下，基體優(yōu)先磨損，使鑄造WC凸出基體；凸出的鑄造WC顆粒在石英砂的多次剪切作用下，發(fā)生折斷、脫落，如圖3(c)所示。

由此可見，加入Cr3C2與鑄造WC焊層的磨損機制不同，二者在石英砂的剪切作用下，顆粒局部區(qū)域均發(fā)生了斷裂，但是由于Cr3C2加入后強化了基體，硬質(zhì)相與基體的磨損保持同步，屬于均勻磨損；而加入鑄造WC的焊層則是基體先磨損，鑄造WC顆粒凸出，最后WC顆粒凸出部分由于失去基體的保護和支撐在剪切力的作用下折斷、脫落，屬于非均勻磨損。此外，對比觀察圖3(b)與(c)中硬質(zhì)相裂紋的位置，可以看出硬度低的Cr3C2裂紋離焊層表面較近且小，而硬度高的鑄造WC裂紋離表面較遠且大。說明在外力的剪切作用下，硬顆粒中的裂紋更容易向焊層內(nèi)部擴展，導(dǎo)致焊層磨損量增加，這也從側(cè)面說明焊層的耐磨性不只與硬質(zhì)相顆粒硬度有關(guān)。

3 結(jié)論

1) Ni50A堆焊層組織由γ-(Ni,Fe)和其間彌散分布的細小CrB與(Cr,Fe,Ni)7C3相組成。Cr3C2加入后，焊層中出現(xiàn)Cr3C2衍射強峰；鑄造WC加入后，主要以WC、W2C衍射峰為主，并有少量(Cr,Fe,Ni)7C3和Cr7C3產(chǎn)生。

2) 隨Cr3C2加入量增加，焊層硬度、耐磨性和孔隙率逐漸提高，Cr3C2為30%時，硬度和耐磨性均達到峰值。加入40% Cr3C2的焊層較Ni50A焊層耐磨性提高197.6%，比加入相同含量鑄造WC焊層耐磨性提高97.6%。

3) 加入Cr3C2與鑄造WC焊層的磨損機理不同，Cr3C2/Ni屬于均勻磨損，鑄造WC/Ni屬于非均勻磨損。

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(編輯 高海燕)

Wear resistances of Ni-base Cr3C2and WC reinforced coating deposited by plasma transferred arc welding

YANG Zai-jiang, LI Yu-xi, YAN Wei, ZHOU Wu-xi,YU Wei

(Zigong Tungsten Carbide Co., Ltd, Zigong 643000, China)

Cast WC, Cr3C2(mass fraction varies from 10% to 40%) powders with a particle size distribution between 53 and 150 microns reinforced NiCrBSi matrix was deposited by Kennametal Stellite Plasma Transferred Arc (PTA) welding system on 45#steel substrate. Optical microscope (OP), X-Ray diffraction (XRD), Scanning electron microscope (SEM, EDS) as well as Sclerometer were used to characterize micro structure and wear performance. The results show that the coating of NiCrBSi is composed of γ-(Ni,Fe) and inside randomly distributing small hard phases, such as CrB and (Cr,Fe,Ni)7C3. The addition of Cr3C2results in the appearance of Cr3C2phase. With increasing of Cr3C2content, the macro hardness, porosity rate and wear resistance increase gradually. When Cr3C2content is 30%, the peak values of macro hardness and wear resistance are obtained. With the addition of cast WC, there are two strong diffraction peaks, WC and W2C, as well as some weak diffraction peaks of (Cr, Fe, Ni)7C3and (Ni,Cr,W)3C. Compared with Ni50A and WC/Ni coating, the wear resistance value of 40% Cr3C2/Ni coating increases by 197.6% and 97.6%, respectively. The wear mechanisms of Cr3C2/Ni and WC/Ni coating are different, in which the former is even wear, while the latter is uneven.

PTA; Cr3C2; NiCrBSi; wear resistance; WC; Ni-base

TG174

A

1673-0224(2015)6-922-06

國家科技支撐計劃(2012BAE06B02)

2014-11-07；

2015-01-12

楊再江，工程師。電話：0813-5517978；E-mail：yangzj69@163.com