Fe-Cr-B-C 系耐磨堆焊合金組織與性能

孫洪斌，王龍權，馬振，蔡丁森，李慕勤

（1.佳木斯大學，黑龍江 佳木斯 150007；2.中國機械總院集團哈爾濱焊接研究所有限公司，哈爾濱 150028）

0 前言

磨損是導致農業機械中觸土部件失效的主要原因之一，每年因磨損所帶來的損失達到數千萬之多，數百萬噸鋼材因為磨損而消耗[1]。據統計，每年國內用在農業機械觸土部件制造上的鋼鐵含量達到31 800 t，其中8 660 t 鋼材是在觸土部件作業過程中磨損掉，占制造用鋼鐵總量的27%[2]。與美國農機具相比，國產犁鏵采用65Mn 鋼，等溫淬火熱處理工藝，使用壽命大約在200～ 400 h，美國犁鏵使用壽命在10 000 h[3]；開溝圓盤采用65Mn 鋼，淬火+中溫回火熱處理工藝，使用壽命大約在3 000～4 000 h，美國開溝圓盤使用壽命在6 000～8 000 h，在工作環境相同的條件下使用的農業機械[4-6]，其使用壽命主要取決于加工工藝、制造材料、改性工藝等。如此龐大的磨損量，較低的農機件合格率及使用壽命，導致國內農機產品可靠性與穩定性大幅度降低，制約國內農機產品達到國際先進水平。

目前通常采用表面工程技術，在農業機械觸土部件上制備耐磨涂層，以延長農業機械零部件的使用壽命，如表面堆焊[7]、熱噴涂[8]、磁控濺射[9]及釬涂法[10]等，其中堆焊技術可實現堆焊合金層與基體的冶金結合[11]，賦予其更高的耐磨性能，以應對復雜環境下的磨損問題。顯然耐磨堆焊合金材料的設計、選擇成為解決此類問題的關鍵因素[12-16]。采用新型的合金材料對農業機械零部件易磨損區域進行堆焊強化，能夠使其具備優良的耐磨性、抗氧化性，延長農機件的使用壽命。鑒于此，采用Fe-Cr-B-C 合金體系金屬粉芯焊絲在農機件表面進行堆焊再制造，以延長其工作時長，并通過改變金屬粉芯焊絲中高碳鉻鐵的添加量，研究其變化對堆焊層組織和耐磨性的影響，以獲得耐磨性優異的堆焊合金，進而提高犁鏵的壽命。

1 試驗方法

試驗基材選擇厚度為12 mm 的Q235 鋼板，尺寸為150 mm × 100 mm，堆焊前將Q235 鋼板表面用角磨機打磨，去除表面的鐵銹和氧化皮，直至露出金屬光澤后進行堆焊，化學成分見表1。焊接材料為自主設計Fe-Cr-C-B 系金屬粉芯焊絲，通過焊絲拉拔機拉拔成形。金屬粉芯焊絲的合金粉體由含68.4% Cr（質量分數）的高碳鉻鐵粉、75.7%錳鐵粉、72.4%硅鐵粉、100%碳化硼粉、100%石墨粉和還原鐵粉組成，粉體粒度不大于80 目，其化學成分見表2。根據表3 成分配比拉拔成直徑為 ?1.6 mm 的不同高碳鉻鐵含量的金屬粉芯焊絲。

表1 Q235 鋼的化學成分（質量分數,%）

表2 合金粉體的化學成分（質量分數,%）

表3 金屬粉芯焊絲合金粉體成分（質量分數,%）

圖1 為外接自位移小車和擺動系統堆焊示意圖。采用CO2氣體保護焊和自位移小車外接擺動系統在Q235 鋼板上進行堆焊，保護氣體為80%Ar+20%CO2，氣體流量為15 L/min，堆焊3 層，堆焊工藝參數見表4。

表4 堆焊工藝參數

圖1 外接自位移小車和擺動系統堆焊示意圖

堆焊后用線切割將堆焊合金材料切割10 mm ×10 mm × 10 mm 的試樣，利用碳化硅砂紙將其制備成金相試樣。采用德國布魯克D-8 型X 射線衍射儀對堆焊合金進行物相分析。銅靶Kα 輻射，加速電壓45 kV，掃描范圍為20°～90°，步長為0.04°，掃描速度2θ為1°/min。采用JSM-6360LV 掃描電子顯微鏡（SEM）分析觀察堆焊層及磨損后表面微觀形貌，并利用FALCON 60S 能譜分析儀檢查堆焊合金的元素分布。采用HR-150A 洛氏硬度計對堆焊合金表面進行宏觀硬度檢測，加載載荷為15 N，檢測5 個點，取平均值。采用ML-100 型磨粒磨損試驗機測試堆焊層的干滑動耐磨損性能，磨損加載力為1.91 MPa，采用180 目的棕剛玉砂紙，磨損時間5 min，磨損試樣為直徑 ?4 mm 的圓柱。磨損后利用精度為0.000 1 g 的電子天平稱磨損前后的質量，稱重3 次，取平均失重值，以65Mn 鋼試樣作為對照組試樣。

2 試驗結果

2.1 Fe-Cr-C-B 金屬粉芯焊絲堆焊層微觀組織

圖2 為高碳鉻鐵含量為70%的金屬粉芯焊絲堆焊層金相組織形貌。由圖2 可知，基體在堆焊過程中對堆焊層有稀釋作用，靠近熔合區附近的堆焊層組織中網狀的共晶碳化物析出（圖2a）比第一層堆焊層少(圖2b)，這主要是母材與堆焊層C 元素差異過大，形成過渡層。堆焊層中部（即堆焊層第一層與第二層之間，圖2c）網狀碳化物體積分數減少，主要是因為第二層施焊時，對第一層堆焊層進行了重熔，晶粒細化，而堆焊層頂部（即第二層堆焊層，圖2d）沒有母材的稀釋，網狀碳化物的體積分數最大。

圖2 Fe-Cr-C-B 堆焊合金層金相組織

圖2a 為堆焊層與母材之間過渡區域，即熔合區，堆焊過程中熔合區屬于半熔化區，焊絲與母材之間的電弧熱量一部分熔化焊絲，一部分傳導到母材基體表面，呈液滴形態的熔滴落到母材基體表面，與未熔化的母材結合，形成了堆焊層，形成堆焊層與母材之間的熔合區。該區域由于焊絲與母材成分不同，且堆焊時溫度相當高，使堆焊層熔合區的成分與組織分布不均勻。由圖2a 中觀察發現，靠近堆焊層附近的熔合區呈現黑色，這是由于堆焊過程中C 元素發生了擴散，且堆焊層中Cr 元素含量較高，Cr 元素為強碳化物元素，使母材中C 元素向堆焊層中擴散，形成黑色的熔合區。C 元素向堆焊層遷移，導致靠近母材附近的熔合區的C 元素濃度降低。隨著溫度降低，析出白色的鐵素體。靠近熔合區的底部堆焊層組織中，能夠清晰看到自熔合區向堆焊層方向生長的樹枝晶組織由奧氏體室溫組織與共晶碳化物組成。圖2d 為堆焊層上部，觀察到塊狀（白色）或樹枝晶狀組織和網狀分布的共晶狀組織。由Fe-Cr-C 三元合金相圖[17-18]可知，塊狀組織是由初晶γ-Fe 轉變的室溫組織，網狀組織為γ-Fe+共晶碳化物。

圖3 為高碳鉻鐵添加量為70% 的Fe-Crx-C-B 系堆焊層的XRD。由圖3 可知，堆焊合金主要由馬氏體、M3C，M7C3和(Fe,Cr)四相構成。

圖3 Fe-Crx-C-B 堆焊層XRD(70%高碳鉻鐵)

圖4 為高碳鉻鐵粉添加量為70% 的堆焊合金SEM 形貌和ESD 分析結果。由圖4 中b 點和c 點的EDS 分析結果可知，b 點中Cr 和C 元素的含量均高于c 點。共晶碳化物在γ-Fe 晶界處網狀析出，堆焊合金中Cr 和C 元素沒有達到過共晶點，析出的共晶碳化物M7C3和M3C 均在γ-Fe 晶界處析出，由于部分Cr 元素固溶到基體組織中，含量減少，達不到共晶轉變要求，所以M7C3型碳化物析出很少，共晶碳化物中以M3C 為主。共晶碳化物中M 為固溶大量Cr 元素的基體Fe 組織，而合金元素B 在γ-Fe 中的溶解度極低，且B 與C 的原子半徑相近，在γ-Fe 晶界處參與共晶轉變，取代共晶碳化物中的C 元素，所以共晶碳化物主要為(Cr,Fe)3(B,C)，還有少量的(Cr,Fe)7(B,C)3。

圖4 Fe-Crx-C-B 堆焊合金SEM 形貌及EDS 分析結果

結合XRD（圖3），依據Fe-Cr-C 三元合金相圖[19-20]，可知Fe-Crx-C-B 堆焊層的凝固過程如下：電弧移走，熔池金屬溫度降低，首先從液相中析出γ-Fe 相，隨著初晶γ-Fe 長大，部分Cr 元素固溶到基體組織中，多余的Cr，C 和B 元素在其周圍富集，當溫度降到共晶線時，在初晶γ-Fe 周圍發生共晶轉變L→γ-Fe+共晶碳化物M3C/L→γ-Fe+共晶碳化物M7C3，由于Cr 元素含量不夠，共晶轉變主要為L→γ-Fe+共晶碳化物M3C，生成了少量的M7C3。B 元素的原子半徑與C 元素相近，形成的共晶碳化物中的部分C 原子被B 原子取代，形成富含Cr，B 元素的(Fe,Cr)3(B,C)及少量的(Fe,Cr)7(B,C)3，共晶碳化物(Fe,Cr)3(B,C)具有較高的硬度，其顯微硬度測試為870～980 HV，有利于堆焊層耐磨性的提高；隨著溫度繼續降低，初晶γ-Fe和共晶γ-Fe 轉變成α-Fe，并析出馬氏體組織，馬氏體是C 元素在α-Fe 的過飽和的固溶體，具有較高的硬度，提高了堆焊層的耐磨性。

2.2 Fe-Crx-C-B 金屬粉芯焊絲堆焊層組織變化

圖5 為不同高碳鉻粉添加量的堆焊合金顯微組織的掃描電鏡形貌。隨著高碳鉻粉添加量的增加，堆焊合金的微觀形貌存在明顯差異。

圖5 高碳鉻鐵添加量對堆焊層微觀組織的影響

高碳鉻鐵的添加量的變化，直接改變堆焊層中的Cr，C 元素的含量。隨著金屬粉芯焊絲中高碳鉻鐵的添加量增加，塊狀基體組織中團絮狀組織逐漸消失，片狀的馬氏體組織逐漸增多，網狀共晶碳化物(Fe,Cr)3(B,C)的體積分數增大。當高碳鉻鐵的添加量為50%時，塊狀基體組織中存在大量的團絮狀的組織，網狀分布的碳化物的體積分數較小，且連續性差，如圖5a 所示。當高碳鉻鐵的添加量達到60%時，部分塊狀組織中也存在團絮狀組織，部分塊狀基體組織中出現片狀馬氏體組織，網狀分布的碳化物的體積分數增大，連續性增加，如圖5b 所示。高碳鉻鐵的添加量進一步的增加至70%，由圖5c 可知，大量貫穿晶粒的馬氏體組織，連續性最強。團絮狀組織是γ-Fe 相在室溫時穩定狀態下的組織，由于高碳鉻鐵的添加量增加，堆焊層中的Cr 和C 元素的含量增加，使γ-Fe 組織發生了馬氏體轉變，所以塊狀基體組織中團絮狀的γ-Fe 室溫組織逐漸消失，被貫穿晶粒的片狀馬氏體組織所取代；Cr 元素是強碳化物元素，并且能夠使固溶強化到基體組織中，提高基體組織耐腐蝕性能，多余的Cr 和C 元素向γ-Fe 四周擴散，當溫度降到共晶線時，在γ-Fe 周圍發生共晶轉變L→γ-Fe+共晶碳化物M3C/M7C3，共晶碳化物中的C 元素被B 元素所取代，進而析出了網狀的共晶碳化物(Fe,Cr)3(B,C)。

2.3 耐磨性與硬度

圖6 為不同高碳鉻鐵添加量的Fe-Cr-C-B 系堆焊合金的平均洛氏硬度。市場上現在多用以鍛造處理后的65Mn 鋼制造犁鏵，因其工藝簡單，制作方便而被廣泛應用，其洛氏硬度達到45 HRC。因此以應用廣泛的65Mn 鋼犁鏵作為磨粒磨損對照組試樣，所研制的Fe-Cr-C-B 系金屬粉芯焊絲為試驗組。隨合金粉體中高碳鉻鐵粉添加量的增加，堆焊層的HRC 硬度呈增加的趨勢，當高碳鉻鐵粉添加量為50%，堆焊合金的洛氏硬度為55 HRC。當其添加量為70%時，洛氏硬度達到最大值約為60 HRC，相比較于65Mn 的洛氏硬度提高約33%。

圖6 洛氏硬度對比

65Mn 作為對照組與不同高碳鉻鐵粉添加量的堆焊合金磨粒磨損失重量與耐磨性的結果見表5。添加高碳鉻鐵粉可以有效降低堆焊合金的磨損量，耐磨性呈現逐漸升高的趨勢。當高碳鉻鐵粉添加量為50%時，相對耐磨性為3.4。當高碳鉻鐵粉添加量達到60%時，堆焊合金的相對耐磨性由試樣No.1 的3.4 升高至No.2 試樣的3.9，繼續增加其添加量，耐磨性升高，當高碳鉻鐵粉添加量為70%，相對耐磨性達到最大4.3。

表5 堆焊合金的磨粒磨損失重量與耐磨性

2.4 磨粒磨損SEM 形貌

掃描電鏡下觀察Fe-Crx-C-B 系金屬粉芯焊絲堆焊層磨損后的表面形貌，如圖7 所示。由圖7 可知，65Mn 鋼經過磨粒磨損后劃痕明顯較深，磨損過程中65Mn 鋼受到磨粒的擠壓而向兩邊隆起，變形引起的隆起之間存在較深的犁溝。由圖7b 和圖7c 可知，隨著高碳鉻鐵的增加，隆起所產生的犁溝寬度變小，溝槽的深度變淺，耐磨性能好于65Mn 鋼。圖7d 中犁溝寬度更細小，溝槽深度更淺，不存在塑性變形所引起的犁溝兩邊隆起，而是被微犁溝所替代，耐磨性更好，由于高碳鉻鐵添加量的增加，堆焊層中的Cr 和C元素增加，使得組織中網狀(Cr,Fe)3(B,C)增多，網狀(Cr,Fe)3(B,C)較硬，阻礙磨料在磨損過程中的擠壓與切削，從而提高了耐磨性能，其磨損機理為微犁溝。

圖7 磨粒磨損SEM 形貌

綜上所述，3 組Fe-Crx-C-B 系金屬粉芯焊絲堆焊層相對耐磨性均為65Mn 鋼的3～4 倍。高碳鉻鐵添加量在50%～60%時，磨損機理主要為塑性變形機制引起的犁溝及微犁溝聯合形成的犁溝，高碳鉻鐵添加量為70%時，其磨損機理為微犁溝。隨著高碳鉻鐵添加量的增加，堆焊層中的Cr 和C 元素增加，使得組織中較硬的網狀(Cr,Fe)3(B,C)增多，能夠阻礙磨料的擠壓與切削作用，進而提高了堆焊層的耐磨性能。

3 結論

（1）堆焊層組織為馬氏體及網狀(Fe,Cr)3(B,C)，并有微量M7C3；隨著高碳鉻鐵粉添加量的提高，網狀(Fe,Cr)3(B,C)體積分數有所增大，堆焊層中的馬氏體具有較高的硬度，Cr 元素能夠使基體組織固溶強化，網狀碳化物(Fe,Cr)3(B,C)作為耐磨骨架，阻礙磨料在磨損過程中的擠壓與切削作用，進而提高堆焊層耐磨性能。

（2）隨著高碳鉻鐵粉含量的增加，堆焊合金的洛氏硬度變大，高碳鉻鐵粉添加量為70%時，宏觀硬度達60 HRC；3 組金屬粉芯焊絲堆焊層耐磨性均高于65Mn 鋼，約為其3～4 倍，高碳鉻鐵添加量為70%，耐磨性最好，其磨損機理為微犁溝。