堆焊Mo-Cr-Fe-B合金覆层的组织及性能研究

李子豪，潘应君，柯德庆，黄 辽，常智敏

(武汉科技大学材料与冶金学院，湖北 武汉，430081)

通过表面处理技术提高机械零部件的表面性能(如耐磨性、耐蚀性)是一种经济有效的方法。堆焊技术能使母材表面获得良好的耐磨、耐高温、耐蚀、抗氧化等性能，而且在实际工艺操作上具有很大的灵活性[1]。常用堆焊合金根据合金成分及堆焊组织特点可分为铁基[2]、钴基[3]和镍基[4]三大类。目前应用最广泛的铁基堆焊合金材料大多利用碳与合金元素形成碳化物，以碳化物为硬质点均匀地分布在韧性较好的基体中，从而提高堆焊层的硬度及耐磨性。硼化物系合金作为理想的覆层材料，因其优异的耐磨、耐腐蚀及耐高温性能，且与基体结合程度好、原料成本低而备受重视[5-8]，但此类合金通过堆焊技术应用于表面性能改善的研究很少。为此，本文采用自制的Mo-Cr-Fe-B系药芯焊丝通过堆焊法在Q235钢母材表面制备覆层，并分析探讨了该覆层的组织、性能及其成型过程。

1 实验

1.1 试样的制备

借助线切割机将Q235钢切割成尺寸为50 mm×30 mm×10 mm的长方体试样作为基体材料。自制焊丝药芯化学成分如表1所示，将药芯干燥、混匀后装入外皮经拉拔处理后制成直径为3.8 mm的焊丝，外皮为低碳冷轧H08A钢带。采用ZX7-315STG/ZX5-630型氩弧焊机及自制焊丝在基体材料表面堆焊覆层，堆焊工作电流为400 A。

表1 药芯的化学成分(wB/%)

1.2 分析与测试

分析试样取自堆焊所得覆层横截面部位，在多功能ZEISS Axio plan2型光学显微镜(OM)下观察试样的金相组织；借助X’Pert PRO MPD型X射线衍射仪(XRD)对覆层进行物相分析；利用 Nova 400 Nano型场发射扫描电子显微镜(SEM)及其附带的能谱仪(EDS)对覆层显微组织及成分进行表征与分析；使用HX-500型显微硬度计测定试样显微硬度。采用WM-2004型摩擦磨损仪在固定转速条件下以杠杆加载方式分别对堆焊覆层、Q235钢及硬质合金YG8进行磨损试验，摩擦副材料为T10钢。

2 结果与分析

2.1 覆层金相组织分析

图1为样品的金相组织照片。从图1(a)中可见，试样的钢基体与覆层之间存在一段组织突变区(过渡层)，覆层与钢基体结合良好，没有明显的裂纹、气孔等缺陷。这是因为在堆焊过程中会产生高温，焊丝中的药芯材料与基体的新鲜表面接触时，基体中的Fe和焊丝中的原料粉末会发生硼化反应，生成硬质相，并且在液相化过程中，基体中的Fe也参与了液相的形成，又由于三元硼化物和钢具有相近的热膨胀系数[9-11]，所以覆层能够与基体形成良好的冶金结合。图1(b)表明覆层组织包括白色的铁基黏结相、灰色的网状共晶组织以及黑色的块状颗粒。其中灰色的网状物围绕块状颗粒生长，白色的黏结相包裹灰色和黑色的硬质相。硬质相能够提高覆层的硬度和耐磨性，黏结相不仅可以提高覆层的韧性，还能够很好地防止硬质相的剥落。

(a)钢基体-覆层界面

(b)覆层

2.2 覆层物相与能谱分析

图2为覆层的XRD图谱，物相分析显示该覆层组织由Mo2FeB2、M3B2( M：Fe、Cr、Mo )、Fe2B、Fe(Cr、Mo)以及少量的CrB、MoB等相构成。

图3为覆层的SEM照片，在视场中选取3个典型测试点进行EDS成分分析，结果如表2所示。由于B、C等轻元素偏差较大，故未将其计算在内。从测试结果可见，测试点1中的Mo和Fe的原子数比例略大于2，表明此处物相不是纯Mo2FeB2。由于在高温下Cr元素可替换Fe元素形成复合三元硼化物(Fe Mo Cr)3B2(M3B2)[12]，结合XRD分析可以推测，颗粒状的陶瓷相是Mo2FeB2和M3B2的混合物;测试点2即共晶组织处的Mo元素含量远低于测试点1处的相应值，表明形成三元硼化物硬质相消耗了大量的Mo，剩余的Cr、B、Mo和Fe元素达到一定浓度后会形成网状共晶组织，其中Mo、Cr含量极少，结合XRD图谱可以推测共晶组织主要由Fe2B与Fe的固溶体形成；测试点3处含有大量的Fe元素和少量Mo、Cr元素，结合XRD分析可以认定其为Fe的固溶体。

图2 覆层XRD图谱

图3 覆层的SEM照片

测试点MoFeCr154.0224.5819.3929.0759.917.2535.2877.6216.02

图4为钢基体-覆层结合界面处的微观形貌及界面区域Mo、Fe、Cr等元素的EDS线扫描图。线扫描结果显示，从钢基体一侧到覆层一侧存在一个Mo、Fe、Cr元素浓度逐渐变化的过渡区域。在堆焊过程中，由于在界面两侧各元素浓度不同，在浓度梯度作用下，覆层内高浓度状态的Mo、Cr元素穿越液相界面层，不断向钢基体表面扩散并固溶在其中。钢基体中的Fe元素和覆层中的Fe元素都参与了液化过程，在浓度梯度的作用下钢基体中的Fe元素还会向覆层扩散参与硼化反应。随着熔池的冷却，在钢基体-覆层之间便会形成界面过渡层。

图4 结合界面SEM照片及EDS线扫描图谱

Fig.4SEMimageandEDSlinearscanningspectrumofthebindinginterface

2.3 覆层显微硬度分析

图5为样品的显微硬度曲线。由图5可见，样品显微硬度从Q235钢基体到覆层处的分布没有发生突变，而是存在一个从低硬度到高硬度的渐变区，这个渐变区对应图1(a)中所示的过渡层。覆层的硬度最终稳定在980HV0.5，远高于基体硬度(200HV0.5)，高硬度的覆层有利于提高表面耐磨性，其中厚度约为100 μm的过渡层起到提高覆层与基体结合强度的作用。

图5 样品显微硬度曲线

2.4 覆层耐磨性能分析

图6为Mo-Cr-Fe-B系合金堆焊覆层、Q235钢以及硬质合金YG8的磨损曲线。由图6可见，随着磨损时间的增加，三种材料的磨损量均会增加，其中覆层和YG8在磨损4 h前的磨损量非常接近，而Q235钢的磨损量约为前两者相应值的13倍，表明覆层、硬质合金YG8的耐磨性远高于Q235钢。因此在Q235钢基体表面堆焊Mo-Cr-Fe-B系合金覆层能有效提高基体耐磨性，其耐磨性接近硬质合金YG8的水平。

图6 磨损曲线

2.5 覆层组织成型过程的热力学分析

在进行堆焊操作时，焊丝在电弧的作用下首先熔化形成一个急速升温的熔池然后快速冷却，熔池中会发生一系列的冶金反应，这些反应都是在液相中进行的。由于堆焊存在复杂的热循环和快速的凝固过程，有些满足热力学条件的反应可能并不会实际发生。因B元素更易形成硼化物而不是溶入固溶体[12]，故在熔池凝固过程中B元素优先通过扩散方式形成硼化物，再者，Mo-Fe-B系合金中Mo2FeB2的吉布斯自由能最低[13]，故Mo2FeB2颗粒可能在高温熔池中直接析出并在液相中稳定存在，生成的M3B2、Mo2FeB2进一步长大时会消耗熔池中大量的Mo、B元素，通常新相颗粒形貌以及颗粒生长方式与颗粒表面能密切相关[14]。此外，由于B元素在基体金属中的固溶度并不高，且堆焊过程极短，故B、Mo元素实际中并不能完全形成Mo2FeB2，剩余元素可能会以二元硼化物方式出现，理论上熔池中存在如下反应：

(1)

(2)

(3)

(4)

(5)

根据标准吉布斯自由能ΔGT可以判断化学反应进行的方向，图7为通过HSC chemistry软件计算的上述各反应的ΔGT曲线图。计算结果表明这些硼化产物在高温下的吉布斯自由能均小于0，满足其在熔池中析出的热力学条件。

图7 吉布斯自由能曲线

图8 覆层堆焊成型过程示意图

3 结论

(1)采用自制Mo-Cr-Fe-B系药芯焊丝通过堆焊法在Q235钢基体表面制备覆层，其主要物相组成为Mo2FeB2、M3B2、Fe2B、Fe(Mo、Cr)。

(2)覆层与Q235钢基体结合界面处存在一层厚度约为100 μm的过渡区，过渡区的形成是元素扩散和化学反应的结果，它有利于提高覆层和基体的结合性能。

(3)覆层显微硬度最高可达980HV0.5，约为Q235 钢基体相应值的5倍。磨损试验表明，覆层耐磨性远远高于Q235钢基体，接近硬质合金YG8的水平。

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