馬 國 ，王 燦 ，張立平 ，黃 松 ，孟慶禹

（1.江蘇徐州工程機械研究院，江蘇徐州221004；2.徐工集團工程機械有限公司高端工程機械智能制造國家重點實驗室，江蘇徐州221004）

0 前言

等離子噴焊技術是一種現代表面強化技術，以壓縮等離子電弧為熱源熔化填充材料及部分母材金屬，形成具有冶金結合的熔敷層。與手工電弧堆焊、手工氬弧堆焊等常用堆焊工藝相比，等離子噴焊具有生產效率高、稀釋率低、工藝穩(wěn)定性好、易實現自動化、焊層質量穩(wěn)定的優(yōu)點[1-2]。常用的填充材料以粉末為主，包含鐵基、鎳基、鈷基、銅基、金屬-陶瓷復合材料幾大類，每種材料都有其自身特點及適用范圍，其中鐵基材料的力學性能變化范圍最廣，其韌度和抗磨性能夠實現很好的匹配，滿足不同工況要求，且價格便宜。針對不同的磨損工況，鐵基合金的成分體系多種多樣，國內外專家學者對此進行了大量研究工作，如Fe-Cr-C系、Fe-Cr-CSi-B系、Fe-Cr-B-W-V系等，但針對Fe-Cr-Ni-BC-Si系合金的研究較少，且主要針對某一成分進行組織及性能的研究[3]。

本研究以Fe-Cr-Ni-B-C-Si系鐵基合金為對象，研究不同成分下鐵基合金熔敷層的組織和性能，為工業(yè)應用奠定基礎。

1 試驗方法和材料

采用PTA-400E4-ST-4型等離子噴焊設備在35CrMo基體上熔敷5種不同成分的Fe-Cr-Ni-B-CSi系合金粉末，制備熔敷層，并分別編號為Fe1、Fe2、Fe3、Fe4、Fe5。等離子噴焊工藝參數如表1所示。

表1 等離子噴焊工藝參數Table 1 Processing parameters of plasma spray welding

噴焊層制備完成后，采用ARL-3460型火花直讀光譜儀分析堆焊層化學成分，采用滲透探傷方法檢驗熔敷層的抗裂性，采用THRP-150D型數顯洛氏硬度計測試鐵基粉末噴焊層的硬度，采用DMI5000M型倒置式金相顯微鏡對噴焊層組織，采用銷盤式磨損試驗測試耐磨性。

2 試驗結果與分析

2.1 鐵基合金熔敷層化學成分

每個試樣測定3個點，獲得3組化學成分值，并計算其平均值，分析結果如表2所示。

由表2可知，幾種鐵基合金熔敷層主要由Fe、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、B 等元素組成，根據不同合金元素對鋼組織的影響，可分為促進奧氏體及鐵素體形成兩大類元素[4-5]。促進奧氏體形成的元素有Ni、Mn、C等，可用鎳當量表示，而促進鐵素體形成的元素有Cr、Si等，可用鉻當量表示

5種鐵基合金熔敷層化學成分鎳當量及鉻當量如表3所示。

2.2 裂紋敏感性

5種鐵基合金粉末熔敷層表面滲透探傷結果如圖1所示。

表2 熔覆層化學成分Table 2 Chemical compositions of coatings %

表3 鎳當量及鉻當量Table 3 Ni equivalent and Cr equivalent %

由圖1 可知，Fe1、Fe2、Fe3、Fe4 四種合金粉末熔敷層均未出現表面裂紋，而Fe5在堆焊后表面出現橫向裂紋并貫穿整個焊道。結合表3可知，當Creq/Nieq較小時，裂紋容易產生。Fe5含有36.5%的Cr及4.9%的C元素，根據Fe-Cr-C三元合金相圖[3]，在液態(tài)合金的凝固過程中發(fā)生過共晶反應，生成大量高硬度低韌性的M7C3初生碳化物，導致裂紋產生。

圖1 表面滲透探傷結果Fig.1 Results of PT

與其他堆焊層相比，Fe3堆焊層表面擺動波紋明顯且表面粗糙，分析其化學成分發(fā)現，Fe3合金堆焊層中w（B）相對其他堆焊層低很多，由于w（B）影響材料的熔點、熔池脫氧造渣性能及流動性等，故Fe3合金堆焊層熔融金屬的流動性及脫氧性能略差，表面擺動波紋相對明顯。

2.3 組織分析

為研究5種鐵基合金粉末等離子熔敷層的微觀組織，進行了金相制備。金相磨制面為堆焊層橫截面，腐蝕劑選用FeCl3+HCl+酒精溶液[6]，腐蝕時間10～20s。金相試樣制備完成后，利用DMI5000M型倒置式金相顯微鏡觀察組織，結果如圖2所示。

由圖2可知，5種熔敷層顯微組織均為明顯的鑄態(tài)組織，且均存在偏析，Fe1、Fe2、Fe3組織為樹枝狀晶或胞狀晶。舍弗勒組織圖[7]如圖3所示。

由表3和圖3可知，在鑄態(tài)組織下，5種熔敷層均應以A組織為主，同時部分熔覆層存在F組織。舍夫勒組織圖主要考慮化學成分對組織的影響，未考慮到實際結晶條件及合金元素存在形態(tài)的影響。而實際上，合金元素只有在固溶狀態(tài)下才對A與F的比例產生影響。合金元素以化合物形式沉淀時，并不影響A與F的比例。

根據以上分析，并結合圖2中各熔敷層的顯微組織特點可知，Fe2合金熔敷層主要以A為基體，并有少量F分布于A基體上，由于B元素在Fe中的溶解度極低，只有0.026%，其余則以初生共晶硼化物（Fe2B等）與奧氏體分布于晶界位置[8-10]。Fe3合金熔敷層以A為主，同時在A基體上存在少量細針狀M，晶界處則主要是初生共晶硼化物+奧氏體。與Fe3相比，Fe1熔敷層晶粒尺寸較小，仍以A基體為主，同時在A基體上存在少量的細針狀M及塊狀鐵素體，晶界處則以初生共晶硼化物和馬氏體為主。

與Fe1、Fe2、Fe3不同，由于C元素和合金元素含量的增加，Fe4、Fe5合金熔敷層均出現長條狀或塊狀的初生合金碳化物，其中，Fe4以A為基體，并在柱狀的A晶界間存在魚骨狀共晶硼化物+奧氏體。Fe5熔敷層C及Cr含量極高，根據Fe-Cr-C三元合金相圖，組織以塊狀或長條狀初生M7C3碳化物、部分奧氏體及馬氏體為主[11-13]，同時因B元素的存在，還有部分共晶硼化物。

圖2 熔覆層金相組織Fig.2 Microstructures of coatings

圖3 舍夫勒組織圖Fig.3 Schaeffler diagram

2.4 熔敷層硬度

為研究不同鐵基粉末熔敷層硬度對比情況，采用THRP-150D型數顯洛氏硬度測試鐵基粉末噴焊層的硬度。選用C標尺，加載力150 kg。堆焊層硬度測試面距離熔合線約2mm，每個試樣測定5個硬度值并取平均值，結果如圖4所示。

圖4 熔敷層硬度及磨損試驗結果Fig.4 Results of hardness and wear testing

由圖4可知，熔敷層Creq/Nieq對硬度無明顯影響。Fe2和Fe3兩種合金熔敷層硬度較低，約42HRC，結合圖3中的組織分析，Fe2和Fe3熔敷層以硬度較低的奧氏體為主（硬度300～600 HV），有少量高硬度的共晶硼化物Fe2B（硬度1 280～1 680 HV）與奧氏體組織，宏觀硬度較低。Fe1熔敷層仍以低硬度的奧氏體為主，但在晶界處有較多硬度高的馬氏體及共晶硼化物，宏觀硬度較高，可達52 HRC。Fe4熔敷層中w（C）較高，且含有較多高硬度的合金碳化物M7C3等，其硬度達到1 200～1 700 HV，宏觀硬度高。Fe5熔敷層中w（C）達到4.8%，以高硬度低韌性的M7C3化合物為主，宏觀硬度很高，但韌性較差，滲透探傷中表面裂紋很多。

2.5 熔敷層耐磨性

采用微機控制立式萬能摩擦磨損試驗機進行銷盤式磨損試驗。試驗載荷200 N，電機轉速160 r/min，試驗時間3 600 s。試驗前后使用超聲清洗設備處理銷試樣，并使用精度0.000 1 g的天平稱重，計算磨損試驗前后試驗銷的失質量。摩擦銷試樣由各熔敷層加工制備，磨損試驗結果如圖4所示。

熔敷層的磨損失重與Creq/Nieq值沒有直接的線性關系。同時，硬度對磨損失重的影響并不完全遵循硬度高耐磨性高的一般原則。

材料的耐磨性主要取決于顯微組織結構中硬質相的類型、性能、數量和分布，同時基體的形態(tài)和性質以及硬質相的匹配關系對耐磨性也有很大影響。由圖4 可知，隨著 Fe1、Fe2、Fe3、Fe4 及 Fe5 熔敷層化學成分的變化，特別是C、Cr元素，組織中出現高硬度的初生合金化合物，耐磨性增加[14-16]，但由于Fe5熔敷層表面裂紋較多，在試驗過程中硬質相從基體中脫落，起到磨粒作用，加速磨損，因此Fe5的磨損失重較大。

3 結論

（1）5種合金熔敷層顯微組織均為鑄態(tài)組織，以奧氏體為基體，在晶界處存在共晶硼化物+奧氏體（馬氏體），隨著Creq/Nieq值的降低，組織中出現初生合金碳化物M7C3，其本質是w（C）增加所致，導致熔覆層表面易產生裂紋。

（2）熔敷層的宏觀硬度及耐磨性由顯微組織決定，與Creq/Nieq值沒有直接的線性關系，硬質相的出現使耐磨性增加，但當硬度達到一定值，出現裂紋，硬質相易脫落，使耐磨性下降。

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