SiC對自保護明弧高鉻堆焊合金性能的影響

唐天順，龔建勛，肖逸鋒，路德斌

（湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭411105）

SiC對自保護明弧高鉻堆焊合金性能的影響

唐天順，龔建勛，肖逸鋒，路德斌

（湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭411105）

采用藥芯焊絲自保護明弧堆焊方法制備了系列高鉻合金，借助光學顯微鏡、X射線衍射儀、掃描電鏡及濕砂耐磨性實驗，研究了SiC含量對其性能的影響。結果表明，SiC顯著影響其顯微組織形態、尺寸、數量及分布。當SiC含量0%～4%（質量分數，下同）時，堆焊層組織晶粒細化，共晶組織（α－Fe＋M3（C，B））數量增加，耐磨性下降；當其含量增加到8%時，堆焊層組織形成初生M23C6碳化物而改善耐磨性；但當SiC加入量大于12%時，SiC分解出過量的硅原子反而會使焊縫的石墨化傾向增加，抑制初生M23C6碳化物形成，致使耐磨性下降。磨損形貌分析表明，隨SiC增加，其磨損方式從鑿削為主轉變為刮傷與鑿削兩種方式共存。

明弧；自保護；堆焊；藥芯焊絲；耐磨性

作為一種快速、經濟且可靠的材料成型方法，堆焊已經應用于制造、修復因磨損或腐蝕而失效機械零件的表面合金層，主要采用藥皮焊條、實心焊絲和藥芯焊絲進行焊接［1－3］，其中藥芯焊絲熔敷效率高而備受企業青睞。近年來，隨著逆變電源等先進技術相繼推廣采用，藥芯焊絲自保護明弧焊以中間焊道無需清渣、可連續進行堆焊生產的優點而逐漸為不少廠家所選用，用來制造、修復耐磨表面平整度要求不高的一些零件，如混凝土輸送管、磨煤輥、水泥擠壓輥等［4－6］。高鉻合金因含有較多數量的自生碳化物，且耐腐蝕性良好，適合作為在大氣潮濕環境服役下機械零件材料［7］。由于自保護明弧焊接時，高溫熔滴、熔池直接與大氣接觸，致使焊縫冷卻快，拘束應力大，易開裂，氧化物夾雜多，熔體流動性差，結果焊縫成形困難。鑒于SiC可增加鐵基合金涂層的耐磨性［8，9］，針對以上情況，在大量實驗篩選的基礎上，在藥芯焊絲中加入適量SiC和B4C粉末，利用硼和硅的聯合脫氧作用，改善熔體流動性，采用自保護明弧堆焊方式制備系列高鉻合金，研究了SiC對其性能的影響。

1 實驗

1.1 堆焊合金制備

藥芯焊絲外皮采用H08A鋼帶，藥芯由高碳鉻鐵（65%（質量分數，下同）Cr，8%C）、碳化硼（B4C）、碳化硅（SiC）、銀片石墨（含碳量98%以上）、還原鐵粉等粉末組成。所有藥粉過60目篩后混合均勻，由藥芯焊絲成型機YHZ－1軋制為φ4.5mm粗絲，逐步拉拔減徑至φ3.2mm。

在160mm×75mm×20mm的Q235鋼板上，藥芯焊絲用逆變埋弧焊機MZ－1000自保護明弧堆焊一層連續平行三道焊縫，相鄰焊縫寬度部分重疊50%，直流正接，電流500A，焊速50cm·min－1，空冷。所得焊縫成型美觀，渣量極少，接近無渣，無氣孔等缺陷，完全滿足實用要求。磨平試樣表面，HR－150洛氏硬度計測試硬度。保持藥芯焊絲中組分總量不變，僅改變其中SiC質量分數，不足總額部分以還原鐵粉補充，制備了1＃（0%SiC），2＃（2%SiC），3＃（4%SiC），4＃（6%SiC），5＃（8%SiC），6＃（10%SiC）與7＃（12%SiC）試樣，其成分范圍為：Cr 11%～13%，C 2.2%～3.0%，Si 0.5%～2.4%，B 1.2%～1.5%。

1.2 顯微組織與耐磨性分析

用DK7725型電火花線切割機在堆焊焊縫中間切取12mm×10mm×25mm的金相試樣、57mm×25.5mm×6mm的耐磨性試樣。金相試樣經預磨、拋光后，4%硝酸酒精腐蝕，HFX－ⅡA型尼康金相顯微鏡觀察試樣顯微組織，JSM－6360LV掃描電鏡觀察1＃與6＃試樣顯微組織形貌，并以附屬電子能譜儀Oxford7854探測微區成分。采用拋光且未腐蝕的1＃與6＃試樣作為D／MAX2550VB型X射線衍射儀分析樣品。

耐磨試樣采用MLS－23型濕砂橡膠輪式磨損實驗機進行磨粒磨損實驗，所加砝碼質量為2.5kg，預磨1000r，稱重M0，重復上述操作，稱重M1，試樣磨損失重ΔM＝（M0－M1）。以1＃試樣作為參比，磨損系數ε＝試樣磨損失重／參比試樣磨損失重。樣磨損表面用丙酮清洗，吹干，JSM－6360LV掃描電鏡觀察其磨損形貌。

2 結果與分析

2.1 明弧高鉻堆焊合金的顯微組織

圖1為明弧高鉻堆焊合金的顯微組織，圖2為1＃與6＃試樣的相組成分析XRD譜。由圖可知，其基體組織由大量的鐵素體、馬氏體和少量奧氏體組成，硬質相包含 M23C6，M3（C，B），Si5C3，Fe4N，Fe2N 等相，其中 M代表Fe，Cr和Mn等合金元素。圖1（a），（b）和圖1（c）顯示，當SiC加入量從0%增加到4%時，顯微組織明顯細化，殘留奧氏體數量減少，共晶組織（α－Fe＋M3（C，B））數量增加，如圖1（b），（c）所示條狀灰色體即為該共晶組織。

圖1 明弧高鉻堆焊合金的顯微組織 （a）1＃（0%SiC）；（b）2＃（2%SiC）；（c）3＃（4%SiC）；（d）5＃（8%SiC）；（e）6＃（10%SiC）；（f）7＃（12%SiC）Fig.1 Microstructure of open arc high chromium hardfacing alloys （a）1＃（0%SiC）；（b）2＃（2%SiC）；（c）3＃（4%SiC）；（d）5＃（8%SiC）；（e）6＃（10%SiC）；（f）7＃（12%SiC）

圖1（d）顯示當SiC加入量增加至8%時，出現了10～30μm白色塊狀初生硬質相；當SiC含量達10%時，圖1（e）顯示該初生相體積分數提高，尺寸增加到25～40μm。結合圖2（b）所示XRD分析結果可知，該初生相為M23C6，且其形態與文獻［10］所示M23C6初生相一致。但當SiC加入量為12%時，初生M23C6相消失，如圖1（f）所示。這表明，SiC顯著影響明弧高鉻堆焊合金的顯微組織形態、尺寸、數量及其分布。

圖2 明弧高鉻堆焊合金的XRD譜 （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）Fig.2 XRD patterns of open arc high chromium hardfacing alloys （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）

藥芯焊絲焊接時，電流集中于其低碳鋼外皮，其外表部分優先熔化，藥芯組分熔化滯后，這使得其中的高熔點顆粒組分在熔池金屬凝固結晶前可處于未完全熔化態。SiC熔點為2600℃，在高溫電弧作用下，顆粒熔化部分發生分解反應，即：SiC→Si＋C，而未熔SiC顆粒則受熱脫碳，即有：5SiC→Si5C3＋2C。上述兩種反應所產生的自由碳原子一部分被氧化，另一部分則使熔敷金屬增碳。這些未熔的Si5C3顆粒可為熔池液態金屬提供非均勻形核核心，從而導致顯微組織細化，熔敷金屬增碳則先導致共晶組織（α－Fe＋M3（C，B））數量增加。當增碳量達到一定值時，熔池局部區域碳濃度滿足M23C6形核要求，形成初生M23C6相，碳含量繼續增加，M23C6形核長大的驅動力提高，從而使其尺寸增加。但如果SiC加入過量，因SiC分解所產生的增硅量，導致焊縫的石墨化傾向過大，反而抑制初生M23C6相形成，不利于改善耐磨性。

自保護明弧藥芯焊絲無造渣劑，焊接時沒有外加保護氣體，這使熔滴、熔池均暴露于大氣之中，發生如下反應：8Fe＋N2→2Fe4N和4Fe＋N2→2Fe2N。由于Fe4N，Fe2N常呈針狀，使得焊縫硬度提高，但韌性下降。由圖2可知，1＃和6＃試樣的XRD譜未見明顯的B4C相特征峰，這說明所加入的B4C粉末顆粒（熔點：2450℃）大部分已分解，所釋放的自由硼原子與SiC分解出硅原子起到聯合脫氧作用，其氧化物B2O3和SiO2復合為硅酸硼，可起到清除焊縫中氧化物的作用。但焊縫表面渣量極少，接近無渣這一現象反映出少量硅酸硼清除氧化物作用較為有限，更多應是B4C，SiC和石墨所提供自由碳原子起到脫氧作用，其氧化形成的CO和CO2氣體在弧柱空間形成保護氣氛，并增加了熔滴過渡的驅動力。

圖3為明弧高鉻堆焊合金的硬質相形貌。由圖3（a）可知，1＃試樣的硬質相呈層片狀分布，類似珠光體形態，即為（α－Fe＋M3（C，B））共晶；基體則呈胞狀，為初生相，但其腐蝕程度深淺不一，這表明其由多相構成。圖3（b）顯示6＃試樣的硬質相呈條狀、不規則多邊形及層片狀，基體則分布于硬質相之間，主要由貧鉻鐵素體組成。

圖3 明弧高鉻堆焊合金的硬質相形貌 （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）Fig.3 Hard phase morphologies of open arc high chromium hardfacing alloys （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）

對圖3（a）中A與B處進行EDS成分探測（因EDS對輕元素碳的探測結果誤差過大，未列入），結果如下：A－Si 0.5，Cr 4.35，Mn 1.83；B－Cr 9.74，Mn 2.38。圖3（b）EDS成分結果：A－Cr 24.13，Mn 1.64；B－Cr 11.98，Mn 1.30。

根據上述結果，可知鉻主要富集于 M23C6，M3（C，B）等硬質中，而基體中含量偏少。考慮1＃試樣部分鉻被腐蝕較多而產生的誤差，并結合1＃和6＃試樣面掃描結果，可知1＃試樣的鉻含量低于6＃試樣，但二者藥芯焊絲中高碳鉻鐵含量相同，這表明加入SiC組分，可加強對熔敷金屬的保護作用，從而提高鉻的過渡系數。

2.2 明弧高鉻堆焊合金的耐磨性

圖4 SiC對明弧高鉻堆焊合金硬度及磨損系數ε的影響Fig.4 Effect of SiC content on the hardness and wear rateεof hardfacing alloys

圖4為藥芯焊絲中SiC含量對其自保護明弧堆焊合金硬度及磨損系數ε的影響曲線。由此可知，隨SiC含量增加，其硬度和磨損系數ε的變化趨勢并不一致。其硬度隨SiC加入而增加，當加入量為10%時，硬度最高，達到63.1HRC，但繼續增加SiC，硬度下降。而磨損系數ε則先增加，然后下降，當SiC加入量8%時，ε最小，耐磨性最好；再增加SiC含量，ε增加，耐磨性下降。

當SiC為2%時，因 M3（C，B）等組織細小，與0%SiC時試樣的網狀結構碳化物耐磨骨架相比，不能有效阻礙磨粒的顯微切削運動，因而磨損失重最大。4%SiC試樣中的共晶組織（α－Fe＋M3（C，B））絕對數量比2%SiC時增加而使其耐磨性提高。當SiC含量為8%，均勻分布初生M23C6相可有效抵抗磨料的顯微切削，因而磨損失重最小，但10%SiC時，耐磨性較8%SiC時下降，這與其初生 M23C6相周圍共晶（α－Fe＋M3（C，B））數量增加而使焊縫變脆有關。12%SiC時，過高的硅含量抑制初生M23C6相生成，這使其耐磨性下降。上述結果表明，適量的SiC能有效提高自保護明弧高鉻堆焊合金的耐磨性，也說明硬質相形態、尺寸、數量及其分布顯著影響堆焊合金的耐磨性。

磨粒磨損按照磨料對材料的力學作用特點可分為：鑿削、研磨和刮傷等［11］。由圖5所示明弧高鉻堆焊合金的磨損形貌可以看出，1＃磨粒微切削溝槽明顯，屬于鑿削磨料磨損；6＃試樣切削溝槽少，表面有殘留磨損坑，這表明其包含刮傷和鑿削兩種磨料磨損。上述結果表明，因1＃和6＃的顯微組織不同，使得磨粒作用于表面的力學特點產生了變化。

圖5 明弧高鉻堆焊合金的磨損形貌 （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）Fig.5 Worn morphology of open arc high chromium hardfacing alloys （a）1＃（0%SiC）；（b）6＃（10%SiC）

1＃試樣基體呈胞狀分布，硬質相呈層片狀分布，且尺寸小，二者均對磨粒壓入合金表面及阻礙其微切削運動阻力小，導致其磨損失重大。6＃試樣含有粗大的初生M23C6碳化物，其基體分布于硬質相之間，阻礙磨粒壓入合金表面作用大，同時初生M23C6可有效阻礙磨粒的微切削運動，因而其磨損失重小，圖4顯示其磨損失重僅為1＃試樣的0.47，具有良好的耐磨性。

3 結論

（1）SiC顯著影響明弧高鉻堆焊合金的顯微組織形態、尺寸、數量及分布而改變其耐磨性。隨著藥芯焊絲中SiC含量不斷增加，首先使殘留奧氏體減少，共晶組織（α－Fe＋M3（C，B））數量增加，耐磨性下降；繼而出現了初生M23C6碳化物而改善耐磨性；但加入過量，焊縫石墨化傾向增加，反而抑制初生M23C6碳化物形成而不利于耐磨性。

（2）隨著SiC加入增加，其明弧高鉻堆焊合金磨損方式從鑿削為主轉變為刮傷和鑿削兩種磨損方式共存。

［1］ 周振豐.焊接冶金學（金屬焊接性）［M］.北京：機械工業出版社，1995.165－180.

［2］ 王清寶，王智慧，李世敏.Fe－Cr－C系高碳耐磨堆焊合金組織及性能［J］.焊接學報，2004，25（6）：119－123.

［3］ 龔建勛，李煌，肖逸鋒，等.Fe－C－Cr－V－B系高鉻堆焊合金的顯微組織及耐磨性［J］.材料工程，2009，（5）：22－25.

［4］ YU P，PAN C，XUE J.Effect of aluminum on microstructure and mechanical properties of self－shielded flux cored welds in low carbon steel plate［J］.Materials Science and Technology，2005，21（8）：948－954.

［5］ 曹朝霞，丁振波，王東.磨煤輥明弧堆焊修復技術［J］.鑄造技術，2009，30（3）：432－434.

［6］ 魏建軍，潘健，黃智泉，等.耐磨堆焊材料在我國水泥工業中的應用［J］.中國表面工程，2006，19（3）：9－13.

［7］ WU Xiao－jun，XING Jian－dong，FU Han－guang，et al.Effect of titanium on the morphology of primary M7C3carbides in hypereutectic high chromium white iron［J］.Materials Science and Engineering A，2007，457（1－2）：180－185.

［8］ RAMESHA C S，SRINIVAS C K，CHANNABASAPPAC B H.Abrasive wear behaviour of laser sintered iron－SiC composites［J］.Wear，2009，267（7）：1777－1783.

［9］ GUO Mian－huan，LIU Ai－guo，ZHAO Min－hai，et al.Microstructure and wear resistance of low carbon steel surface strengthened by plasma melt injection of SiC particles［J］.Surface ＆Coatings Technology，2008，202（16）：4041－4046.

［10］ FAN C，CHEN M C，CHANG C M，et al.Microstructure change caused by（Cr，Fe）23C6carbides in high chromium Fe－Cr－C hardfacing alloys［J］.Surface ＆ Coatings Technology，2006，201（3）：908－912.

［11］ 陳華輝，邢建東，李衛.耐磨材料應用手冊［M］.北京：機械工業出版社，2006.

The Effect of SiC on the Properties of Self－shielded Open Arc High Chromium Hardfacing Alloys

TANG Tian－shun，GONG Jian－xun，XIAO Yi－feng，LU De－bin
（School of Mechanical Engineering，Xiangtan University，Xiangtan 411105，Hunan，China）

A series of high chromium alloys were prepared by the method of self－shielded open arc fluxcored wire hardfacing with varying SiC content.The effect of SiC on the properties was investigated by optical microscopy（OM），X－ray diffraction（XRD），scanning electron microscopy（SEM）and wet sand rubber wear tests.The results show that SiC has a significant effect on the shape，the size，the volume fraction and the distribution of the microstructure.With the addition of 0%－4% （mass fraction，the same below）SiC into a flux－core wire，the grains were refined and the volume fraction of the eutectic（α－Fe＋M3（C，B））increased，which made abrasion resistance descended.As SiC content rose up to 8%，the primary M23C6grains appeared and the abrasion resistance was improved.But when it was higher than 12%，excessive Si atoms provided by the decomposition of SiC can inversely intensify the graphitization tendency of weld beads，which inhibited the formation of primary M23C6phases.The analysis of worn morphology indicates that the wear mode of material removal changes from the dominant clipping to the combined scoring and clipping with the increasing addition of SiC powders.

open arc；self－shielded；hardfacing；flux－cored wire；abrasion resistance

TG422.1

A

1001－4381（2011）10－0061－05

湖南省自然科學基金委員會和湘潭市政府自然科學聯合基金資助項目（11JJ9015）；湘潭大學科研啟動基金資助項目（09QDZ16）

2011－01－19；

2011－07－15

唐天順 （1986－），男，碩士生，從事材料表面工程方向的研究，E－mail：scorpio1018＠126.com

龔建勛，聯系地址：湖南省湘潭市湘潭大學機械工程學院（411105），E－mail：gong309＠tom.com