WC含量對(duì)明弧堆焊奧氏體合金顯微組織及耐磨性的影響

吳慧劍，龔建勛，劉江晴，李毅

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WC含量對(duì)明弧堆焊奧氏體合金顯微組織及耐磨性的影響

吳慧劍，龔建勛，劉江晴，李毅

(湘潭大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，湘潭 411105)

采用金屬粉型藥芯焊絲自保護(hù)明弧焊制備Cr9Mn6Nb2WVSiTi奧氏體耐磨堆焊合金，借助XRD，SEM，EDS及光學(xué)顯微鏡研究外加WC顆粒對(duì)其顯微組織及耐磨性的影響。結(jié)果表明，隨焊絲藥芯中WC增加，奧氏體晶粒細(xì)化，沿晶分布的多元合金化碳化物數(shù)量增加。初生γ-Fe相原位析出了(Nb,Ti,V)C相和殘留WC顆粒，起到晶內(nèi)彌散強(qiáng)化作用，沿晶分布的(Nb,Ti,V)C和M6C(M=Fe,Cr,Mn,V,W)相隔斷了網(wǎng)狀或樹(shù)枝狀的沿晶M7C3相，使其細(xì)化、斷續(xù)分布而提高合金韌性，減輕沿晶碳化物數(shù)量增加的不利影響。硬度和磨損測(cè)試結(jié)果顯示，明弧堆焊奧氏體合金洛氏硬度僅為40～47，但其磨損質(zhì)量損失低于高鉻鑄鐵合金，具有良好耐磨性；隨外加WC含量提高，奧氏體合金晶內(nèi)和晶界顯微硬度差異顯著減小，合金表面趨于均勻磨損而改善耐磨性。該奧氏體合金的磨損機(jī)制主要是磨粒顯微切削，適用于帶有一定沖擊載荷磨粒磨損的工況下使用。

WC；明?。欢押?；奧氏體；顯微組織；耐磨性

礦山、冶金、能源和電力等行業(yè)磨損服役工況惡劣，磨粒磨損造成零件失效的損失十分嚴(yán)重[1?3]，EYRE[4]對(duì)各類磨損工況統(tǒng)計(jì)后證實(shí)磨粒磨損造成的損失占50%以上。BUCHELY 和KOTECKI等[5?6]學(xué)者研究認(rèn)為，堆焊合金的耐磨性主要與其顯微組織中的硬質(zhì)相如碳化物的數(shù)量相關(guān)，而韌性則取決于基體組織數(shù)量及其分布。由于大多數(shù)零件的磨損是在一定沖擊載荷工況下產(chǎn)生，當(dāng)碳化物體積分?jǐn)?shù)超過(guò)50%以上時(shí)，合金塑性變形儲(chǔ)備量小，其大塊碳化物和沿晶碳化物易在沖擊載荷作用下萌生裂紋，甚至產(chǎn)生貫通性開(kāi)裂[7]而出現(xiàn)“大塊掉渣”現(xiàn)象，這使耐磨零件過(guò)早失效而嚴(yán)重影響企業(yè)生產(chǎn)。以?shī)W氏體為基體的耐磨合金具有良好的韌性[8]，可以提高合金抗沖擊載荷的能力。該類奧氏體耐磨合金主要有：高錳鋼、鈷基和鎳基等合金[9?11]，其中Mn13型高錳鋼是一種著名的耐沖擊耐磨的Hadfield加工硬化鋼[12]，常用于破碎機(jī)錘頭、挖掘機(jī)斗齒等沖擊磨粒磨損工況的零部件，其耐磨機(jī)理是利用外加載荷使之發(fā)生塑性變形而引發(fā)A→M相變反應(yīng)，產(chǎn)生加工硬化而提高合金耐磨性[13]。鈷基和鎳基合金雖有良好的綜合性能，但50%以上鈷鎳含量使之過(guò)于昂貴，很少被用作沖擊磨粒磨損工況材 料[14]。高錳合金經(jīng)濟(jì)，但具有熔體線收縮率大，焊后焊縫變形大，其奧氏體γ-Fe晶粒粗大而利于磨粒鍥入以及低沖擊載荷下磨損率偏大等缺點(diǎn)[15]，使之不宜直接用作堆焊材料。鑒于上述原因，本研究通過(guò)降低高錳合金的錳含量，以晶內(nèi)原位析出NbC顆粒來(lái)提高奧氏體強(qiáng)度，配合其沿晶碳化物中固溶適量釩以改善形態(tài)，選擇外加WC顆粒來(lái)細(xì)化奧氏體晶粒以提高合金強(qiáng)度和耐磨性，采用藥芯焊絲自保護(hù)明弧焊方法制備以?shī)W氏體為基體的耐磨合金，并考察外加WC含量對(duì)其顯微組織及耐磨性的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

采用H08A鋼帶作為藥芯焊絲外皮，藥芯由30%高碳鉻鐵 (含70%Cr，8%C)、20%中碳錳鐵 (含80% Mn，1% C)、3%釩鐵(含50% V)、8%鈮鐵(含60% Nb)、5%硅鐵(含45% Si)、5%硼鐵(含18% B)、5%石墨(含98% C以上)和0%～10%碳化鎢(WC)粉末組成，其中以碳化鎢為變量，不足100%的余量部分用還原鐵粉補(bǔ)充，表1所列為焊絲藥芯中碳化鎢的含量。

在打磨干凈的Q235鋼板表面用焊機(jī)MZ-1000自保護(hù)明弧堆焊三層。堆焊工藝參數(shù)為：電流=350 A，電壓=30 V，焊接速度=18 cm/min，空冷，制備1#～5#試樣。堆焊合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Cr 9.50，Mn 6.69，Nb 2.16，V 0.85，Si 0.92，Ti 0.21，C 1.9～2.1，W 0～4.2，即Cr9Mn6Nb2WVSiTi合金。焊后焊縫表面近于無(wú)渣、無(wú)裂紋和氣孔等缺陷。

表1 試樣藥芯焊絲中碳化鎢的含量

線切割制備長(zhǎng)×寬×高為12 mm×10 mm×28 mm的金相試樣和長(zhǎng)×寬×高為57 mm×25.5 mm×6 mm的耐磨性試樣，金相試樣拋光后，采用D/MAX2550VB型XRD衍射儀對(duì)1#和4#金相試樣進(jìn)行物相組成分析。然后，以4%硝酸酒精腐蝕，HFX?IIA型金相顯微鏡和JSM?6360LV型掃描電鏡觀察顯微組織，電子能譜儀Oxford7854探測(cè)其微區(qū)成分。

采用MLS?225型濕砂橡膠輪式磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行耐磨性試驗(yàn)，載荷24.5 N，以磨損質(zhì)量損失Δ評(píng)估試樣耐磨性，用DT?150光學(xué)顯微鏡觀察試樣表面磨損形貌。

2 結(jié)果及分析

2.1 堆焊層的相組成

圖1所示為1#和4#試樣的XRD圖譜。由圖可知，堆焊合金基體主要為γ-Fe，含有少量α-Fe，硬質(zhì)相主要有M7C3，NbC和M3C(M=Fe,Cr,Mn,V,W)，添加WC粉末后多了WC，M6C等相。堆焊合金基體以γ-Fe相為主，該相屬于面心立方結(jié)構(gòu)，具有良好的韌性，在外加載荷沖擊作用下引發(fā)相變反應(yīng)形成馬氏體，提高合金耐磨性。NbC熔點(diǎn)高達(dá)3500℃，屬于高穩(wěn)定性碳化物，不易聚集長(zhǎng)大，原位析出于γ-Fe晶內(nèi)，可阻礙其長(zhǎng)大而細(xì)化晶粒，提高合金韌性和強(qiáng)度。盡管加入適量強(qiáng)碳化物形成元素釩，因明弧堆焊冷卻快，致使釩固溶于基體或者其它碳化物相，未單獨(dú)析出VC顆粒。

圖1 明弧堆焊合金的XRD譜

圖2所示為1#和4#試樣背散射條件下明弧堆焊合金的硬質(zhì)相形貌。圖2(a)和圖2(c)為堆焊合金表層組織形態(tài)，圖2(b)和圖2(d)為堆焊合金與Q235鋼界面處的組織形態(tài)。由此可知，隨WC含量增加，無(wú)論是堆焊合金表層，還是界面等區(qū)域，沿γ-Fe相晶界斷續(xù)分布的灰色樹(shù)枝狀碳化物增多，并可見(jiàn)其中白色顆粒也明顯增多，由圖1可確認(rèn)該白色顆粒為NbC，沿晶灰色樹(shù)枝碳化物為M7C3型碳化物。先期析出NbC顆粒起釘扎γ-Fe晶界而阻礙晶粒長(zhǎng)大的作用，使胞狀γ- Fe從1#試樣的10～20 μm減小到4#試樣的5～10 μm，一定程度上減小了沿晶碳化物增多導(dǎo)致合金沖擊韌性降低的不利影響。

對(duì)圖2(a)所示微區(qū)a1，a2和a3處進(jìn)行EDS成分掃描，結(jié)果如表2所列，結(jié)合圖1(a)所示XRD譜分析可知，微區(qū)a1處胞狀組織為γ-Fe，微區(qū)a2所示灰色組織為沿晶M7C3相，其中M包含F(xiàn)e，Cr，Mn，V元素，即(Fe,Cr,Mn,V)7C3相，由于該相中固溶了一定數(shù)量的強(qiáng)碳化物形成元素釩，使得沿晶M7C3呈斷續(xù)樹(shù)枝狀分布，減輕了樹(shù)枝狀形態(tài)所帶來(lái)的致脆影響；微區(qū)a3處為NbC相，EDS顯示其中一部分Nb原子被V，Ti置換，形成了(Nb,Ti,V)C復(fù)合碳化物相，其中Ti由鈮鐵粉末帶入。(Nb,Ti,V)C先于胞狀γ-Fe析出，實(shí)質(zhì)上固定了一部分碳原子，客觀上控制了可擴(kuò)散到γ-Fe晶界的碳原子數(shù)量，減少了沿晶碳化物的形成數(shù)量，并對(duì)γ-Fe相起顆粒增強(qiáng)作用，提高磨粒鍥入γ-Fe相的阻力而改善合金耐磨性。圖2(b)所示1#試樣界面處沿晶M7C3相呈斷續(xù)分布，結(jié)合面形成了奧氏體γ-Fe和針狀鐵素體F的復(fù)合組織，該結(jié)構(gòu)使結(jié)合界面韌性較好，可承受一定載荷的外加沖擊而不產(chǎn)生剝離性開(kāi)裂。

由表2中圖2(c)微區(qū)c1～c4處的EDS結(jié)果，并依據(jù)圖1(b)所示結(jié)果可知，微區(qū)c1處胞狀組織為γ-Fe，該處成分與1#試樣a1處基本相同；微區(qū)c2處為沿晶M7C3型碳化物，除了包含F(xiàn)e，Cr，Mn，V等元素之外，還含有一定數(shù)量的W，這是由WC→W+C脫碳反應(yīng)所提供的鎢原子固溶入M7C3相所致，可提高(Fe, Cr,Mn,V,W)7C3相的熱穩(wěn)定性；微區(qū)c3處為M6C型碳化物，M包含F(xiàn)e，Cr，Mn，W元素，即為(Fe,Cr,Mn, W)6C，但不含釩；微區(qū)c4處則為(Nb,Ti,V)C，與1#試樣不同的是，4#試樣(Nb,Ti,V)C多分布于γ-Fe沿晶碳化物中，γ-Fe相晶內(nèi)(Nb,Ti,V)C數(shù)量明顯比圖2(a)偏少，這可起到隔斷樹(shù)枝狀沿晶M7C3相的作用，細(xì)化M7C3相的晶粒而改善合金韌性。不僅如此，圖2(d)所示4#試樣白色顆粒(Nb,Ti,V)C的數(shù)量明顯多于圖2(b)所示1#試樣，尤其與Q235結(jié)合界面處明顯偏多，而合金Nb含量不變，分析認(rèn)為，比重大的WC顆粒沉底，提供了(Nb,Ti,V)C相形核生長(zhǎng)所需的非均勻形核核心，從而使其數(shù)量增加。這些彌散分布于γ-Fe晶粒的WC顆粒可提高堆焊結(jié)合界面γ-Fe帶的強(qiáng)度，避免變形集中于此而導(dǎo)致其硬化、斷裂而產(chǎn)生剝離性撕裂。同時(shí)，未熔的WC也對(duì)γ-Fe相起到非均勻形核作用，使晶粒細(xì)化而提高合金韌性。

圖2 明弧堆焊合金的背散射電子形貌

表2 試樣微區(qū)化學(xué)成分(原子百分比，%)

由圖3所示為明弧堆焊合金的顯微組織，其中白色的胞狀或者胞狀樹(shù)枝狀先析出相為γ-Fe。由馬氏體相變點(diǎn)經(jīng)驗(yàn)公式Ms(℃)=539?423(C)?30.4(Mn) ?17.7(Ni)?12.1(Cr)?7.5(Mo)[16]計(jì)算可知，該合金的Ms遠(yuǎn)低于室溫，因而先共析體γ-Fe可保留至室溫。隨WC含量增加，γ-Fe相先細(xì)化，然后稍有增大，然后又明顯細(xì)化，再稍有增大。這主要是由于未熔WC顆?？勺鳛榘麪瞀?Fe的異相形核核心而細(xì)化其晶粒。同時(shí)，熔池內(nèi)WC顆粒產(chǎn)生脫碳反應(yīng)WC→WC+C，釋放出碳原子促使堆焊熔體碳含量升高，γ-Fe相形核長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力提高而使晶粒粗化。隨WC含量增加，由其導(dǎo)致的晶粒細(xì)化和粗化作用分別交替占優(yōu)勢(shì)，因而先促使γ-Fe細(xì)化，然后再稍有增大，γ-Fe相晶粒變化整體呈現(xiàn)出跳躍式減小趨勢(shì)。然而，對(duì)于胞狀γ-Fe晶界M7C3型碳化物來(lái)說(shuō)，其數(shù)量隨WC含量提高而增多，這是由于碳屬于間隙原子，傾向于擴(kuò)散到晶界等原子排列稀松區(qū)域而形成沿晶M7C3型碳化物。

2.2 堆焊合金耐磨性

圖4所示為WC含量對(duì)明弧堆焊合金硬度和磨損質(zhì)量損失Δ的影響結(jié)果。由圖可知，隨WC含量升高，堆焊合金宏觀洛氏硬度先從42.4降低到2#試樣的40.4，然后連續(xù)增加到4#試樣的46.8，再下降至5#試樣的42.4。宏觀硬度變化主要與γ-Fe相數(shù)量、尺寸以及沿晶M7C3型碳化物數(shù)量和分布形態(tài)相關(guān)。同樣條件下，堆焊合金晶粒越細(xì)，其宏觀硬度越高，韌性也好。對(duì)磨損質(zhì)量損失Δ來(lái)說(shuō)，隨WC含量提高，Δ先從1#試樣的37 mg下降至4#試樣的13.5 mg，耐磨性提高60%，這是由于γ-Fe晶粒細(xì)化、WC和沿晶斷續(xù)碳化物等數(shù)量增多的結(jié)果。然后Δ再上升至25.9 mg，則是γ-Fe晶粒變大的反映。

與常規(guī)高鉻合金的宏觀洛氏硬度(60)相比，該明弧堆焊合金的宏觀洛氏硬度僅有40～47，但其磨損質(zhì)量損失Δ明顯低于高鉻鑄鐵的磨損質(zhì)量損失[17]，而且是在該合金以γ-Fe為主要基體的情況下獲得的。WC顆粒殘留于晶內(nèi)，與原位析出(Nb,Ti,V)C相一起明顯細(xì)化了γ-Fe晶粒，提高了其強(qiáng)度和韌性，并避免了γ-Fe沿堆焊方向生長(zhǎng)為粗大定向晶粒。同時(shí)，(Nb,Ti,V)C和(Fe,Cr,Mn,W)6C細(xì)化了沿晶碳化物，減輕了其數(shù)量增加所帶來(lái)的致脆影響。上述結(jié)果表明，該堆焊合金具有良好的耐沖擊磨粒磨損性能，適用于在一定沖擊載荷的磨損工況下服役。

圖3 明弧堆焊合金的顯微組織

圖4 WC對(duì)明弧堆焊合金硬度和磨損質(zhì)量損失ΔM的影響

圖5為WC對(duì)明弧堆焊合金奧氏體晶內(nèi)和晶界顯微硬度的影響，其變化趨勢(shì)與圖4所示合金宏觀硬度存在明顯差異。由此可知，該堆焊合金晶界和晶內(nèi)的顯微硬度差別遠(yuǎn)比常規(guī)耐磨合金小，1#試樣差距僅有33.5 HV0.1，這與其初生γ-Fe晶內(nèi)析出了一定數(shù)量的(Nb,Ti,V)C顆粒有關(guān)，該顆粒有效增加了γ-Fe強(qiáng)度，減小合金晶內(nèi)和晶界顯微硬度差異，使得合金表面磨損均勻，避免因軟體組織如胞狀γ-Fe相擇優(yōu)磨損而加劇磨損情況出現(xiàn)，利于提高耐磨零件的使用壽命。當(dāng)WC為2.5%時(shí)，其晶界顯微硬度反而低于晶內(nèi)(即2#試樣)，圖3(b)顯示胞狀γ-Fe原位析出的(Nb,Ti,V)C和WC顆粒分布彌散，使得該試樣晶內(nèi)顯微硬度高于晶界，但均低于1#試樣。隨WC含量提高，堆焊合金晶粒細(xì)化，晶粒和晶界顯微硬度下降，但二者更為接近。這是由于合金晶粒明顯細(xì)化和晶內(nèi)強(qiáng)化相的增加，客觀上模糊了晶內(nèi)和晶界組織差別，有利于提高合金表面磨損的均勻性。當(dāng)WC含量為7.5%時(shí)，其晶內(nèi)和晶界顯微硬度上升且二者差距減小，這與其沿晶碳化物數(shù)量增加和γ-Fe 相中(Nb,Ti,V)C等析出相更加彌散分布有關(guān)。最后，當(dāng)WC含量增加至10%時(shí)，晶內(nèi)和晶界顯微硬度減小，且差距增大，這是由于γ-Fe數(shù)量增加且變粗而減少了沿晶碳化物的形成數(shù)量。

圖5 WC對(duì)堆焊合金奧氏體晶內(nèi)和晶界顯微硬度的影響

圖6所示為奧氏體合金的磨損形貌，由圖可知，其表面主要?dú)埩舨粌H有磨粒切削所留下的溝槽和劃痕，也有碳化物顆粒脫落留下的凹坑，但整個(gè)表面沒(méi)有通常宏觀洛氏硬度為40～47奧氏體合金明顯的塑性變形痕跡和大溝槽，這與原位析出(Nb,Ti,V)C相和WC顆粒強(qiáng)化γ-Fe相有關(guān)，其磨損機(jī)制為磨粒顯微切削。對(duì)比圖6(a)至圖6(e)可知，隨外加WC顆粒增多，堆焊合金表面大的溝槽數(shù)量減少，趨于均勻磨損。WC為5%時(shí)，圖6(c)顯示表面凹坑明顯增多，這主要是(Nb,Ti,V)C相和WC相顆粒脫落形成的。硬質(zhì)相脫落所留下的凹坑有利于磨粒鍥入而加劇磨損，但圖6(c)并未有大的溝槽出現(xiàn)，這說(shuō)明凹坑周圍沿晶M7C3型碳化物可有效阻礙磨粒的顯微切削運(yùn)動(dòng)。當(dāng)WC含量為7.5%時(shí)，圖6(d)所示切削溝槽的連貫性差，被橫向碳化物阻斷，這主要是M6C和(Nb,Ti,V)C型碳化物增加了合金晶界碳化物強(qiáng)度所致。當(dāng)WC含量為10%時(shí)，其切削溝槽數(shù)量增加，這與γ-Fe晶粒變粗有關(guān)，使得磨粒較易鍥入；γ-Fe晶內(nèi)和晶界顯微硬度同時(shí)下降則使得磨粒顯微切削阻力變小，因而該試樣切削溝槽增多，耐磨性下降。

3 結(jié)論

1) Cr9Mn6Nb2WVSiTi堆焊合金基體主要為γ- Fe，含有少量α-Fe，硬質(zhì)相主要有M7C3，NbC，M3C，加入WC粉末后出現(xiàn)WC，M6C等相，其中M7C3為(Fe,Cr,Mn,V,W)7C3，M6C為(Fe,Cr,Mn,W)6C，即形成了多元合金相。

圖6 堆焊合金的磨損形貌

2) 胞狀γ-Fe初生相原位析出的(Nb,Ti,V)C相和殘留WC顆粒起到晶內(nèi)彌散強(qiáng)化作用，其中沿晶分布的(Nb,Ti,V)C和M6C相隔斷了網(wǎng)狀或樹(shù)枝狀沿晶M7C3相，使其細(xì)化且斷續(xù)分布而提高合金韌性。

3) 隨WC含量提高，Cr9Mn6Nb2WVSiTi奧氏體合金晶粒整體趨于細(xì)化，晶內(nèi)和晶界顯微硬度差異顯著減小，合金表面趨于均勻磨損而改善耐磨性。該奧氏體合金的磨損機(jī)制主要為磨粒顯微切削。

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(編輯 高海燕)

Effects of WC content on the microstructure and abrasion wear of open arc hardfacing austenitic alloy

WU Huijian, GONG Jianxun, LIU Jiangqing, Li Yi

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

Cr9Mn6Nb2WVSiTi austenitic wear-resisting hardfacing alloys were deposited by metal-cored wire self-shielded open arc welding. The effects of WC addition on the microstructure and the wear resistance were investigated by using X-ray diffractometer (XRD), scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectrometer(EDS) together with optical microscopy(OM). The results show that with increasing WC content in metal-cored wire, the size of austenitic grain decreases, and the volume fraction of intergranular complex carbides increases. The in-situ (Nb,Ti,V)C grains precipitated from primary γ-Fe phase as well as the residual WCgrains play a role in dispersion strengthening on the intra-crystalline. (Nb,Ti,V)C and M6C (M=Fe,Cr,Mn,V,W) grains in the cellular γ-Fe intergranular colonies intercept intergranular M7C3phases in reticular or dendritic shape, and make them finer and discontinuous, which can improve the toughness of hardfacing alloys, and decrease the effect of intergranular carbide increasing. The results of hardness measurement and abrasion testing show that the wear mass loss of these austenitic hardfacing alloys with the bulk hardness of only 40?47 HRC are lower than those of high-chromium cast irons. With increasing WC addition, the microhardness gap between intra-austenitic grains and inter-austenitic grains decrease markedly, and tends to uniformly wear on surface, which can improve the wear resistance. The dominating wear mechanism of austenitic hardfacing alloys is micro-cutting, and it adapts to be used in the abrasive particle working condition with certain impact load.

WC; open arc; hardfacing; austenite; microstructure; wear resistance

TG455

A

1673?0224(2016)04?562?07

湖南省自然科學(xué)湘潭聯(lián)合基金資助項(xiàng)目(2015JJ5031)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51271158)

2015?08?24；

2015?12?26

龔建勛，副教授，博士。電話：13187327502；E-mail: gong309@tom.com