B、Ti联合作用下堆焊层显微组织和生长机制*

王 玉， 勾 健， 刘政军(. 沈阳特种设备检测研究院， 沈阳 0035； . 沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 0870)

B、Ti联合作用下堆焊层显微组织和生长机制*

王 玉1， 勾 健2， 刘政军2
(1. 沈阳特种设备检测研究院， 沈阳 110035； 2. 沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 110870)

为了探究B、Ti联合作用下堆焊层的显微组织和生长机制，采用自行研制的铁基耐磨药芯焊丝，利用自保护明弧堆焊法制备了Fe-Cr-C-B-Ti堆焊合金.利用光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪对堆焊层的显微组织和生长机制进行了分析.结果表明，堆焊层中原位合成了TiC和M23(C，B)6相.随着Ti元素含量的增加，显微组织中TiC相的数量逐渐增加并主要沿晶界分布.B元素含量的提高导致显微组织中TiC相的数量变得不稳定.作为形核衬底的TiC相可为M23(C，B)6相的附生生长提供条件.通过原位合成TiC和M23(C，B)6硬质相可以提高堆焊层的综合性能.

联合作用； 药芯焊丝； 堆焊； 原位合成； 显微组织； 生长机制； 形核衬底； 附生生长

众所周知，析出强化和晶粒细化是提高金属强度和耐磨性的重要手段.堆焊层的性能主要取决于硬质相的尺寸、体积分数、分布及与基体的界面结合情况等[1].B、Ti等合金元素在堆焊合金中可以起到晶粒细化和析出强化作用，从而促使堆焊合金得到广泛应用.采用多元强化法在合金表面制备硬度高、摩擦兼容性好的堆焊层具有较高的经济性和可行性.

在常见的几种硬质相中TiC相具有优良的物理化学性质，如高硬度(3.17×104MPa)、高熔点(3 290 ℃)与高弹性模量(420 GPa)等.因此，将TiC相作为增强相已经成为近年来的研究热点[2-6]，且TiC相被誉为“有潜力的硬质相”[7].高硼合金中含有热稳定性好、显微硬度高的硬质相，是继高铬铸铁之后发展出来的新型堆焊材料[8].在合金体系中原位合成多种硬质相，从而提高堆焊层的综合性能是目前亟待解决的问题.

基于上述设计思路，本文采用多元强化法制备堆焊层，同时加入硼铁和钛铁两组合金组分，分析了堆焊层的物相组成与显微组织变化规律，并讨论了堆焊层中硬质相的生长机制.

1 试验方法

利用药芯轧制设备制造试验用药芯焊丝，药芯焊丝直径为2.8 mm.完成前期配方试验后，采用自制CaO-CaF2-Al2O3-Al混合药粉作为造气、造渣剂.药粉由高碳铬铁(68%Cr，4%C)、硼铁(18%B)、钛铁(30%Ti)、银片状石墨(碳含量高于98%)和还原铁粉等原料组成.在具体试验过程中保持药粉中其他成分含量不变，调节焊丝中钛铁和硼铁的含量，不足成分由还原铁粉补充.表1为药芯的化学成分.

表1 药芯的化学成分(w)Tab.1 Chemical compositions of flux core (w) %

埋弧焊具有焊接质量好和焊接效率高的特点.采用埋弧焊机进行无焊剂堆焊，堆焊过程如图1所示.在具体堆焊过程中焊接电流为180～200 A，焊接电压为25～30 V，焊接速度为10 mm·s-1.连续进行两层堆焊，层间温度控制在约200 ℃.堆焊完成后进行缓冷，随后制取试样.

采用JSM-6700型扫描电子显微镜观察堆焊层的微观组织.采用布鲁克D8型X射线衍射仪进行堆焊层成分与物相分析，衍射角范围为20°～100°.在堆焊层表面钻取金属屑，进行化学成分分析.采用硝酸酒精混合溶液将试样浸泡12 h，观察并分析堆焊层形貌及硬质相的生长机制.

图1 堆焊过程Fig.1 Surfacing welding process

2 结果与分析

2.1 堆焊层宏观形貌分析

图2为试样的宏观形貌.宏观形貌是反映堆焊层试样性能的第一主体信息，由宏观形貌可以初步分析元素含量对焊接成型性的影响.由图2可见，整体而言8组试样均存在较大飞溅，这是明弧堆焊不可避免的.通过对比分析可知，1～3号试样表面较为光滑平整，无明显裂纹，鱼鳞纹较为均匀，焊道较直，表明熔池流动性较好(见图2a～c)；4、5号试样均存在断弧现象，鱼鳞纹不均，熔滴过渡不稳定，表明加入过量的Ti元素不利于熔池流动(见图2d、e)；6、7号试样表面存在微裂纹，且属于典型硼脆型裂纹(见图2f、g)；8号试样成型性很差(见图2h).

2.2 堆焊层物相分析

堆焊层的显微组织决定了堆焊层的力学性能，因此，对堆焊层的显微组织进行了系统研究.图3为3号试样的XRD图谱.由图3可见，堆焊层显微组织中硬质相为M23(C，B)6与TiC相.观察图3还可以发现，除基体Fe外，M23(C，B)6相的衍射峰强度较高，表明该硬质相的数量较多.衍射角为41.8°和76.3°位置上的衍射峰，分别对应TiC相的(200)和(222)晶面，进一步证实了堆焊层中TiC相的存在.M23(C，B)6和TiC相可在明弧堆焊过程中发生原位合成.值得注意的是，在堆焊层中可以发现两种硬质相，这对提高堆焊层的硬度和耐磨性具有重要意义.

2.3 B、Ti对堆焊层显微组织的影响

图4为不同成分试样的SEM图像.由图4a～d可见，当B元素的质量分数固定为1.7%时，随着Ti元素含量的增加，堆焊层显微组织中的三角状TiC相数量随之增加.TiC相主要分布在堆焊层显微组织中的晶内和晶界处，且晶界处分布较多.由图4e可见，当B元素的质量分数为1.7%、Ti元素含量趋于饱和时，TiC相的分布出现团聚现象.由图4f～h可见，当Ti元素的质量分数固定为3.5%时，若B元素含量较低，则堆焊层显微组织中的网格状组织逐渐瓦解；随着B元素含量的提高，沿晶界分布的硼化物不断增加，TiC相数量变得不稳定.此外，弥散分布在堆焊层显微组织中的TiC颗粒和网格状M23(C，B)6相可以构成耐磨骨架，一方面起到析出强化作用，另一方面起到细晶强化作用.堆焊层显微组织中TiC和M23(C，B)6相的存在，在提高堆焊层强度的同时也有利于堆焊层耐磨性的提高.

图2 试样的宏观形貌Fig.2 Macroscopic morphologies of samples

图3 3号试样的XRD图谱Fig.3 XRD spectrum of sample No.3

图4 不同成分试样的SEM图像Fig.4 SEM images of samples withdifferent compositions

表2给出了3号和7号试样熔敷金属的化学成分.由表2可见，7号试样中Ti元素的含量低于3号试样.随着B元素含量的增加，TiC相的数量变得不稳定，这种试验现象的出现存在三方面的原因.一是钛铁的氧化烧损.在明弧堆焊过程中一部分石墨作为合金元素溶解于堆焊金属中，另一部分石墨起到脱氧剂作用，硼化物的生成消耗了大量的碳，致使钛铁的烧损加剧，过量的B元素使C原子倾向于排斥Ti原子并析出硼化物，因而熔池中优先析出M23(C，B)6相，从而导致Ti元素来不及固定就发生了氧化.二是钛过渡系数的降低.Ti元素的过渡系数在不同合金体系中相差很大，部分Ti元素被氧化成酸性氧化物，从而抑制Ti元素向熔敷金属过渡.三是晶界偏析作用.Ti元素在凝固过程中容易在枝晶臂处发生偏析，而这种偏析改变了堆焊合金的局部相变点.由于7号试样中Ti元素含量减少(见表2)，导致间隙原子扩散系数增加的同时，晶体中过饱和空位升高，从而促使溶质元素偏析量增加[9].另外，3号试样中优先析出TiC颗粒的相界面实际上是空位优先析出的有效场所，TiC相的优先析出使得基体中过饱和空位降低，晶界偏析速度减慢，因而溶质元素偏析量较少.

表2 不同试样熔敷金属的化学成分(w)Tab.2 Chemical compositions of depositedmetal of different samples (w) %

2.4 硬质相联合生长机制

选取性能较好的3号试样进行金相组织观察，结果如图5所示.由图5可见，在堆焊层显微组织中可以观测到大量弥散分布的TiC相，且点状TiC相更倾向于结合网状硼化物析出.

图5 3号试样的显微组织Fig.5 Microstructure of sample No.3

对3号试样进行深腐蚀，探究堆焊层显微组织中硬质相的生长机制.图6为3号试样深腐蚀后的碳化物形貌.由图6可见，堆焊层表面显微组织呈立体的“镂空”状，硬质相垂直于堆焊层，因而可对堆焊层表面起到有效的保护作用.

硬质相的最终生长形貌取决于热力学和动力学两个因素.在热力学方面，TiC相具有较低的表面能[10]，由于TiC相的吉布斯自由能高于M23(C，B)6相而优先析出.在动力学方面，不同晶体原子的吸附能力不同，导致其生长速度不同，晶体动力学因素容易受到实际生长条件(如熔池中溶质浓度等)的影响，此外，堆焊层中B等元素的存在也会对TiC相的生长产生影响.

图6 3号试样深腐蚀后的碳化物形貌Fig.6 Morphologies of carbides for sampleNo.3 after deep corrosion

在熔池冷却过程中硬质相与基体之间的元素浓度梯度较大，合金元素之间发生激烈扩散.钛铁分解产生的Ti原子与熔融状态下的C原子直接发生反应并生成TiC相.TiC相具有各向同性，生长速度很快，并逐渐呈现出规则轮廓.为使体系的总界面能降低，局部区域内相邻的生长单元倾向于发生有规律的互相聚集.熔池中剩余的Fe、Cr、C和B等原子不断向生长界面吸附、生长和聚集.同时，M23(C，B)6相不断包围优先析出的TiC相，形成了以TiC相为形核衬底，M23(C，B)6相附生生长的生长机制.

3 结 论

通过以上试验分析可以得到如下结论：

1) B、Ti联合作用下堆焊层中可原位合成TiC和M23(C，B)6两种硬质相.

2) 随着Ti元素含量的增加，堆焊层显微组织中的TiC相数量逐渐增加，并主要沿晶界分布；随着B元素含量的提高，堆焊层显微组织中的TiC相数量变得不稳定.

3) 硬质相生长机制为以TiC相为形核衬底，M23(C，B)6相附生生长.

[1] 刘政军，雷康，苏允海，等.水冷对磁场作用下M7C3形核的影响 [J].沈阳工业大学学报，2015，37(3)：273-277.

(LIU Zheng-jun，LEI Kang，SU Yun-hai，et al.Effect of water cooling on M7C3nucleation under action of magnetic field [J].Journal of Shenyang University of Technology，2015，37(3)：273-277.)

[2] Gualco A，Svoboda H G，Surian E S.Study of abrasive wear resistance of Fe-based nanostructured hardfacing [J].Wear，2016，360/361：14-20.

[3] Gao X H，Guo Z M，Geng Q F，et al.Structure，optical properties and thermal stability of TiC-based tandem spectrally selective solar absorber coating [J].Solar Energy Materials & Solar Cells，2016，157：543-549.

[4] Yoshioka S，Boatemaa L，Zwaag S V D，et al.On the use of TiC as high-temperature healing particles in alumina based composites [J].Journal of the European Ceramic Society，2016，36(16)：4155-4162.

[5] Fu Z，Koc R.Sintering and mechanical properties of TiB2-TiC-Ni using submicron borides and carbides [J].Materials Science & Engineering A，2016，676：278-288.

[6] Acharya S，Debata M，Acharya T S，et al.Influence of nickel boride addition on sintering behaviour and mechanical properties of TiC-Ni based cermets [J].Journal of Alloys & Compounds，2016，685：905-912.

[7] 王永东，刘兴，郑光海，等.氩弧熔覆原位自生TiC-TiB增强铁基复合涂层组织与性能 [J].焊接学报，2015，36(8)：67-70.

(WANG Yong-dong，LIU Xing，ZHENG Guang-hai，et al.Microstructure and properties of in-situ synthesized TiC-TiB reinforced Fe based composite coating by argon arc cladding [J].Transactions of the China Welding Institution，2015，36(8)：67-70.)

[8] 庄明辉，李慕勤，王军，等.碳化硼对粉/丝复合堆焊高硼铁基合金组织结构的影响 [J].焊接学报，2015，36(10)：57-60.

(ZHUANG Ming-hui，LI Mu-qin，WANG Jun，et al.Influence of BC on microstructure of high boron content iron-based alloy in hybrid powder/wire overlay welding [J].Transactions of the China Welding Institution，2015，36(10)：57-60.)

[9] Hu B F，Heishichiro T，Hisatoshi I.Behavior of void swelling and radiation-induced segregation in Fe-Cr-Mn alloy system under electron irradiation [J].Acta Metallurgica Sinica，1990，20(1)：60-74.

[10]聂金凤.铝合金中TiC生长与演变及硼掺杂改性的研究 [D].济南：山东大学，2013.

(NIE Jin-feng.Study on the growth，evolution and boron-doping modification of TiC in Al alloys [D].Jinan：Shandong University，2013.)

MicrostructureandgrowthmechanismofsurfacinglayerundercombinedeffectofBandTi

WANG Yu1, GOU Jian2, LIU Zheng-jun2

(1. Shenyang Institute of Special Equipment Inspection and Research, Shenyang 110035, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

In order to investigate the microstructure and growth mechanism of surfacing layer under the combined effect of B and Ti, the Fe-Cr-C-B-Ti surfacing alloy was prepared with the self-developed iron-based wear resistant flux-cored wire through the self-protecting open arc surfacing method. The microstructure and growth mechanism of surfacing layer were analyzed with optical microscope, scanning electron microscope (SEM) and X ray diffractometer (XRD). The results show that both TiC and M23(C,B)6phases are synthesized in an in-situ way. With increasing the Ti content, the quantity of TiC phase in the microstructure gradually increases, and the TiC phase distributes along the grain boundary. The increase of B content makes the quantity of TiC phase unstable. As a nucleation substrate, the TiC phase can provide the condition for the epiphytic growth of M23(C,B)6phase. Through the in-situ synthesis of TiC and M23(C,B)6hard phases, the comprehensive properties of surfacing layer can be improved.

combined effect; flux-cored wire; surfacing; in-situ synthesis; microstructure; growth mechanism; nucleation substrate; epiphytic growth

2016-11-02.

辽宁省博士科研启动基金资助项目(20131079).

王 玉(1965-)，男，辽宁沈阳人，高级工程师，主要从事压力容器、气瓶与压力管道等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶12在中国知网优先数字出版. 网络出版地址： http：∥www.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20171025.2112.022.html

10.7688/j.issn.1000-1646.2017.06.07

TG 406

A

1000-1646(2017)06-0635-05

(责任编辑：尹淑英 英文审校：尹淑英)