Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金微观组织与耐磨性的研究

蒋德兵 贺定勇 周 正 谈 震 王国红

(1.北京工业大学 材料科学与工程学院，北京 100124；2.北京市生态环境材料及其评价工程技术研究中心,北京 100124)

Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金微观组织与耐磨性的研究

蒋德兵1贺定勇1周 正1谈 震1王国红2

(1.北京工业大学 材料科学与工程学院，北京 100124；2.北京市生态环境材料及其评价工程技术研究中心,北京 100124)

采用 CO2气体保护堆焊的方法，制备了不同碳元素含量的Fe-15Cr-3.5B-xC(x=0.1，0.5，1.0)铁基堆焊合金。采用光学显微镜、XRD，SEM 等方法分析了堆焊合金的微观组织结构，并对堆焊合金的宏观硬度和耐磨粒磨损性能进行了测试。结果表明：堆焊合金组织主要由 M2B，Fe2B，M23(B,C)6，M3(B,C) 和含有铁素体，奥氏体，Fe-Cr 固溶体的基体组成。随着碳含量的增加，板条状 M2B 型硼化物体积分数逐渐减小。堆焊合金的宏观硬度呈上升趋势，但是耐磨粒磨损性能呈下降趋势。磨粒磨损机制为塑性变形引起的犁沟，硬质相的断裂和脱落。

堆焊合金 显微组织 耐磨粒磨损性能

0 序 言

材料的磨损是造成机械零部件失效的重要原因，每年给实际工程应用造成了巨大的损失。在机械零部件表面堆焊一层或多层耐磨材料可以显著提高其使用寿命[1-2]。因此，研究和发展新型耐磨堆焊材料具有重要的实际应用价值。Fe-Cr-B系耐磨堆焊合金具有较高的硬度、良好的高温稳定性和抗氧化性，耐磨性较高，取材便宜，在低应力磨料磨损工况下得到了成功应用[3-5]。

研究发现，合金元素对Fe-Cr-B合金组织形貌有着非常重要的影响。增加碳含量，共晶硼化物体积分数将会显著增加，此外，碳元素能够溶入基体中形成固溶体，提高基体的硬度和耐磨性[6]。国内王琦环、符寒光[7-8]对Fe-B-C，Fe-Cr-B进行了较为系统细致的研究。但是，关于高硼高铬条件下，以板条状M2B为主要硬质相的Fe-Cr-B 堆焊合金，碳含量对其微观组织和耐磨性的影响报道较少。因此，文中研究了碳元素质量分数分别为0.1，0.5，1.0的Fe-15Cr-3.5B-xC铁基堆焊合金显微组织和耐磨粒磨损性能。

1 试验材料与方法

1.1 堆焊合金制备

堆焊用基体材料为Q235钢板，尺寸为200 mm×100 mm×10 mm。采用NBC-500 型熔化极气体保护焊机和自制的直径1.6 mm 药芯焊丝在基体材料上进行堆焊，保护气体选用100%CO2，具体堆焊工艺参数见表1。

表1 CO2气体保护堆焊工艺参数

1.2 微观组织分析

金相试样经体积分数为4%硝酸酒精溶液腐蚀后，选用OLYMPUS-PMG3型光学显微镜对堆焊合金金相组织进行观察。采用SHIMADZU XRD-7000 型多晶衍射仪对磨抛好的试样进行 XRD定性定量测试，分析堆焊合金的物相组成。采用日本 HITACHI公司生产的S-3400N型扫描电子显微镜 (SEM)观察堆焊合金磨粒磨损后表面形貌并对局部区域进行EDS分析。

1.3 硬度及磨粒磨损试验

根据国标GB 2654—2008《焊接接头硬度试验方法》规定，利用HR-150A多功能数字硬度计对堆焊层进行洛氏硬度测试，每个试样测试5个点然后取平均值。测试参数为：加载载荷150 kg，加载时间5 s，恢复时间3 s，任意两个测试点之间间距大于3 mm。

采用MLS-225型湿砂橡胶轮磨粒磨损试验机对堆焊的表面层进行磨粒磨损试验，试样尺寸为55 mm×25 mm×10 mm。橡胶轮转速240 r/min，橡胶轮直径 180 mm，橡胶轮硬度60(邵尔硬度)，试验时加入1 000 g水，磨料选择为212～425 μm石英砂1 000 g，载荷为100 N。称量磨损后的失重可计算试样的相对耐磨性。

2 试验结果与分析

2.1 堆焊合金的显微组织结构

图1为Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金显微组织形貌。由图1可看出，随着C含量的增加，堆焊合金显微组织变化明显，硬质相体积分数显著增大。在C含量为1.0%(质量分数)的合金中，含有数量较多的不规则四边形初生共晶M2B(M=Fe，Cr)分布密集、尺寸细小，而板条状M2B数量较少。碳含量的增加促进了M23(B,C)6和M3(B,C)的生成，形态分别为菊花状和网状，如图2所示。当C含量减少到0.5%(质量分数)时，如图1b所示，堆焊合金中不规则四边形硼化物数量减少，板条状的硼化物数量增多。随着C含量减少到0.1%(质量分数)，合金中析出的硬质相均为板条状M2B。

堆焊合金在凝固过程中，随着温度的降低，开始发生共晶反应：L→γ-Fe+Fe2B，因为 Fe 和 Cr 的原子半径(RCr=0.185 nm，RFe=0.172 nm) 和电负性非常相近。因此，Cr原子会置换Fe2B中的Fe原子而形成板条状M2B(M=Fe,Cr)。当碳含量为 0.1%(质量分数)时，堆焊合金中的 Cr 元素绝大部分参与共晶反应形成M2B，少量的 Cr 元素固溶到基体中形成 Fe-Cr 固溶体，起到固溶强化作用。随着碳含量的增加，碳原子和铬原子的亲和力大于铁原子和铬原子，因此促进了 M23(B,C)6和 M3(B,C) 的生成，消耗了液相中部分 Cr 含量，使得 M2B 中的Cr原子减少，形态由板条状转变为不规则四边形。

图1 堆焊合金金相组织

图2 堆焊合金组织局部放大图

如图3所示，Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金基体组织为铁素体+奥氏体+(Fe-Cr)固溶体，C1.0合金中硬质相包括Fe2B，M2B，M23(B,C)6以及 M3(B,C)等。当碳含量降低到 0.5%(质量分数)，M23(B,C)6和 M3(B,C) 衍射峰有所减弱，说明堆焊合金中析出的 M23(B,C)6和 M3(B,C) 有所减少。随着碳含量进一步降低到 0.1%(质量分数)，M2B相衍射峰明显增强，说明堆焊合金中生成的 M2B 相体积分数显著增大。

2.2 堆焊合金的硬度及耐磨性

对Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金进行洛氏硬度测试，图4为不同C元素含量堆焊合金宏观硬度值。可以看出，随着碳含量的增加，堆焊合金表面宏观硬度呈缓慢上升趋势。这是由于随着碳含量增加，堆焊合金中不规则四边形初生共晶M2B，(Fe,Cr)3(B,C)和M3(B,C)数量增多，硬质相体积分数增大使得合金宏观硬度增加。同时C对基体的固溶强化作用进一步加强，说明C的继续增加能显著提高堆焊合金硬度。

图3 堆焊合金 X 射线衍射图谱

图4 堆焊合金宏观硬度

表2为Fe-15Cr-3.5B-xC合金磨损失重量和耐磨性试验结果，随着C含量的增加，合金堆焊层中的硼化物数量虽有增加趋势，但是长条状的M2B硬质相比例开始减少。随着C元素的增加，合金硬度持续提高，但是耐磨性却显著下降，这主要是板条状形态分布的M2B硬质相在低应力磨粒磨损工况下能够有效阻隔磨粒的切削运动，使得基体受磨粒的磨损减轻，失重量较少。C1.0合金中，虽然硼化物数量较多，但是磨粒容易绕过不规则四边形的硼化物，直接作用在基体，加剧堆焊合金表面的磨损。

表2 堆焊合金磨损失重量和耐磨性

图5为扫描电镜下3组堆焊合金磨粒磨损后的表面形貌图。在磨粒磨损过程中，磨粒的切削在堆焊层表面产生较大的应力，使表面产生塑性变形。C1.0合金组织中析出硬度较高，数量较多的不规则四边形初生共晶M2B(M=Fe,Cr)能够抵挡部分磨粒的切削运动，减轻磨粒对于基体的磨损，起到耐磨骨架的作用。但是由于不规则四边形M2B型硼化物在基体中的分布不连续，硬质相之间存在较多的裸露基体，因此磨粒可以直接切入基体，反复作用，产生较深的犁沟，如图5c中可以明显观察到犁沟痕迹。随着碳含量的降低，堆焊合金中析出的板条状M2B硼化物逐渐增多，在基体中延长很深，割裂了基体的连续性，磨料在切削运动过程中遇到板条状M2B，阻碍了磨料的进一步切削，使得犁沟变得细小甚至消失。说明板条状M2B型硼化物能够有效减弱磨料的切削运动，与基体形成相互保护作用。

因为硼化物具有较大的脆性，磨粒的切削运动遇到硼化物硬质相的阻碍作用，硬质相与基体的变形不协调，在硬质相处容易产生应力集中，当脆硬的硬质相四周应力超过其强度时，就会使硬质相发生脆性断裂并脱落。因此，Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金的磨粒磨损机制为塑性变形引起的犁沟、硬质相的断裂和脱落。

图5 堆焊合金磨粒磨损形貌图

3 结 论

(1)Fe-15Cr-3.5B-xC堆焊合金组织主要由M2B，Fe2B，M23(B,C)6，M3(B,C)和含有铁素体、奥氏体及Fe-Cr固溶体的基体组成。随着碳含量的减小板条状M2B体积分数逐渐增大。

(2)堆焊合金的宏观硬度随着碳含量的增加呈缓慢上升趋势，耐磨粒磨损性能呈下降趋势，板条状M2B作为耐磨骨架相对于不规则四边形M2B，能够有效的与基体形成相互保护作用，显著提高堆焊合金耐磨性。

[1] 任耀剑，江 利. 耐磨材料的研究及进展[J]. 矿山机械，2005，33(6): 73-76.

[2] 徐滨士，刘世参. 表面工程[M]. 北京:机械工业出版社，2001.

[3] 龚建勋，李 丹，肖逸锋，等. Fe-Cr-B-C堆焊合金的显微组织及耐磨性[J]. 材料热处理学报，2010，31(3): 18-20.

[4] 邱常明，张贵杰. 耐磨金属材料的最新研究进展[J]. 甘肃冶金，2007，29(2): 13-17.

[5] Zhang H，Fu H，Jiang Y，et al. Effect of boron concentration on the solidification microstructure and properties of Fe-Cr-B alloy[J]. Materials Science and Engineering A，2011(42): 765-770．

[6] Yuksel N，Sahin S. Wear behavior-hardness-microstructure relation of Fe-Cr-C and Fe-Cr-C-B based hardfacing alloys[J]. Materials and Design，2014(58): 491-498.

[7] 王琦环，郭长庆. Fe-Cr-B 合金的显微组织[J]. 金属热处理，2004，29(5): 30-32.

[8] 符寒光，胡开华. 高硼铸造耐磨合金研究的进展[J]. 现代铸铁，2005(3): 32-37.

2016-06-21

TG442

蒋德兵，1991年出生，硕士研究生。主要从事材料表面改性技术研究。