吳憲吉， 宋元元， 楊志榮， 閆德勝， 姜海昌， 胡小鋒

(中國科學(xué)院 金屬研究所 核用材料與安全評價重點實驗室， 遼寧 沈陽 110016)

Fe-Cr-B-C合金涂層作為新一代耐磨材料，因其優(yōu)異的耐磨性能和低廉的價格而廣泛應(yīng)用于采礦、混凝土、煤炭、農(nóng)機等制造領(lǐng)域[1-2]。耐磨材料的性能主要由硬質(zhì)強化相以及基體決定。傳統(tǒng)的Fe-Cr-C合金硬質(zhì)強化相以碳化物M7C3、M23C6、M3C(M為Fe、Cr)組成，與其相比，F(xiàn)e-Cr-B-C合金的析出相還有硼化物，強化相的種類更加豐富。B在Fe中的溶解度極低，在鐵素體中溶解度為0.0004%，在奧氏體中溶解度為0.02%，易與Fe、Cr形成高硬度硼化物，與碳化物相比，硼化物具有更高的硬度及熱穩(wěn)定性。M2B是Fe-Cr-B-C合金的主要硬質(zhì)強化相，其硬度高達1400～1800 HV，廣泛應(yīng)用于鐵基合金耐磨材料的強化，如高硼鑄造合金、高硼白口鑄鐵等。

硼在很寬的中子能量范圍內(nèi)均能有效地吸收中子，因此Fe-Cr-B-C合金具有良好的抗輻射性能，在核電環(huán)境耐磨材料及表面強化等領(lǐng)域具有潛在的用途[3]。隨著硼含量的增加，F(xiàn)e-Cr-B-C合金的硬度不斷提高，與此同時沖擊性能卻不斷降低，這主要是因為硼化物易在基體晶間以網(wǎng)格狀析出，隨著硼化物含量的增加，基體連續(xù)性持續(xù)下降，在外力作用下，易于在材料中產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，使裂紋易于萌生和擴展。因此，改善硼化物的形態(tài)和分布是改善其韌性，提高Fe-Cr-B-C合金耐磨性能的有效手段。合金涂層中添加合金元素W、Mo、V、Nb、Ti以及稀土元素均能改善硼化物的形態(tài)和分布。張堅等[4]在高硼鐵基中添加了稀土元素Ce進行改性，發(fā)現(xiàn)硼化物出現(xiàn)斷網(wǎng)，甚至呈顆粒狀，組織得到優(yōu)化，合金韌性顯著提高。但稀土元素Ce的價格較高，增加了Fe-Cr-B-C合金的制造成本，不利于其推廣及應(yīng)用。

熱處理是改善Fe-Cr-B-C合金組織和性能的重要措施，可以優(yōu)化硬質(zhì)強化相的形態(tài)和分布，同時利用析出相與基體之間的回溶和析出控制基體的類型及強度，最終影響Fe-Cr-B-C合金的耐磨性能。針對上述問題，本文設(shè)計了一種亞共晶型Fe-Cr-B-C合金涂層，為進一步提高合金涂層的耐磨性能，消除網(wǎng)狀硼碳化物對基體的割裂作用，優(yōu)化合金組織，重點研究了淬火溫度對Fe-Cr-B-C合金涂層組織與性能的影響，為發(fā)展Fe-Cr-B-C合金涂層提供試驗及理論指導(dǎo)。

1 試驗材料及方法

1.1 Fe-Cr-B-C合金涂層堆焊粉體成分設(shè)計

由于Fe-Cr-B-C合金涂層主要應(yīng)用于采礦、水泥、道路、農(nóng)機等耐磨部件的表面強化及修復(fù)，使用量大，對成本要求嚴(yán)格，因此需要合金涂層堆焊材料價格低廉且易獲得。此外，合金涂層需要具有較高的硬度(一般≥60 HRC)以及較高的沖擊性能，保證其具有良好的耐磨性能。最后，堆焊材料需要具有良好的堆焊性能，能夠熔覆不同材質(zhì)的基材。本文以Fe-Cr-B-C合金為基礎(chǔ)，精確控制主元Cr、B、C的含量，并添加輔助合金元素Si、Nb、Ni。輔助合金元素在形成耐磨組織方面的作用是不可低估的，這些合金元素有些可以直接形成硬質(zhì)相，有些可以改變奧氏體的相變性質(zhì)，使基體組織的耐磨能力大大提高。Si是鋼鐵材料中的常見合金元素，固溶于奧氏體或鐵素體基體當(dāng)中，產(chǎn)生固溶強化作用，其固溶強化作用強于Mn、Ni、Cr、W、Mo、V等合金元素，能夠顯著提高奧氏體及其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的彈性極限、屈服強度和疲勞強度，對于提高材料的耐磨能力是有益的[5]。Ni能夠顯著降低奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界溫度，且固溶于基體當(dāng)中可起到很好的基體強化作用，但隨著Ni含量的增加，組織中的殘留奧氏體隨之增加，殘留奧氏體數(shù)量過高容易引起材料沖擊性能的降低，因此需要限制Ni元素的添加量。Nb屬于強碳化物，堆焊過程在熔池中優(yōu)先析出穩(wěn)定的NbC顆粒，具有良好的細化晶粒作用，但Nb的價格較高，因此添加量一般控制在1%以內(nèi)?；谝陨系睦碚摲治?，本試驗設(shè)計的Fe-Cr-B-C合金涂層堆焊粉體的化學(xué)成分如表1所示。

表1 Fe-Cr-B-C合金粉體的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗方法

等離子堆焊是利用高能等離子弧將焊料堆焊在基材表面的技術(shù)，其成本低、效率高，非常利于工業(yè)推廣和應(yīng)用。本試驗利用等離子堆焊工藝在45鋼基材表面熔覆Fe-Cr-B-C合金涂層(試驗設(shè)備為DML-03BD型等離子堆焊機)，堆焊工藝參數(shù)為：焊接電流130 A，焊接速率120 mm/min，送粉速率25 g/min，離子氣1.5 L/min，保護氬氣10 L/min，粉體粒徑50～150 μm，涂層厚度2 mm。

利用線切割制備10 mm×10 mm×10 mm的試樣，裝入石英管并真空封管后放入電阻爐中加熱至850、950和1050 ℃，保溫1 h后水淬。采用150～2000目的碳化硅砂紙制備金相試樣，經(jīng)鹽酸苦味酸酒精溶液腐蝕后采用Apreo場發(fā)射掃描電鏡分析合金涂層的微觀組織和元素分布，利用Akashi 5103顯微維氏硬度計測量合金涂層的顯微硬度。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 等離子堆焊Fe-Cr-B-C合金涂層組織及相結(jié)構(gòu)分析

圖1(a)為等離子堆焊獲得的Fe-Cr-B-C合金涂層的顯微組織。由圖1(a)可以看出，涂層與基材的熔合線平直，涂層與基材結(jié)合良好，組織由白色樹枝晶基體和灰色網(wǎng)狀硼碳化物組成，屬于典型的亞共晶組織。在等離子弧作用下，粉體發(fā)生重熔形成熔池，隨著熔池溫度的降低，初生γ-Fe以樹枝晶狀析出，γ-Fe析出過程不斷向周圍排出Cr、B、C等元素，當(dāng)達到共晶溫度(1149 ℃) 時發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，在晶界形成連續(xù)的網(wǎng)狀硼碳化物+γ-Fe[6]。共晶反應(yīng)過程時，硼碳化物被奧氏體包圍，形成相對孤立的相，呈塊狀或針狀。這種網(wǎng)狀分布的共晶硼碳化物割裂基體完整性，嚴(yán)重影響了合金涂層的沖擊性能，對涂層的耐磨性能非常不利，在磨損過程中受到較大沖擊時易引起耐磨層開裂、脫落，影響使用壽命。共晶組織附近分布著少量白色塊狀NbC，尺寸約2 μm，NbC優(yōu)先在堆焊熔池中析出，能夠很好地起到形核質(zhì)點作用，細化組織作用明顯，能夠同時提高合金涂層的硬度和韌性。

圖1 等離子堆焊態(tài)Fe-Cr-B-C合金涂層的顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-plasma overlaid Fe-Cr-B-C alloy coating

圖1(b)為等離子堆焊獲得的Fe-Cr-B-C合金涂層SEM顯微組織，結(jié)合圖2堆焊合金涂層的XRD分析可知，共晶硼碳化物由M2B和M3(B,C)組成，與硼碳化物M3(B,C)相比，M2B硬度更高，是Fe-Cr-B-C合金涂層的主要強化相?；w由針狀馬氏體和殘留奧氏體組成，且殘留奧氏體數(shù)量較多。針狀馬氏體是一種高碳馬氏體，硬度較高，有助于合金涂層宏觀硬度的提高，是理想的耐磨涂層基體。但堆焊Fe-Cr-B-C合金涂層基體當(dāng)中殘留奧氏體數(shù)量較多會影響合金涂層的沖擊性能，因此需要進一步對Fe-Cr-B-C合金涂層進行淬火處理，調(diào)整其基體和硬質(zhì)相的分布及形態(tài)。

2.2 淬火溫度對Fe-Cr-B-C合金涂層組織的影響

圖3為Fe-Cr-B-C合金涂層經(jīng)不同溫度淬火后的SEM顯微組織?？梢钥闯觯?50 ℃淬火后Fe-Cr-B-C合金涂層共晶組織中的M3(B,C)大量回溶，基體全部轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體，與堆焊態(tài)Fe-Cr-B-C合金涂層基體相比，馬氏體更加細小，這主要是因為基體析出大量的二次硼碳化物，抑制了馬氏體的長大。結(jié)合圖4合金涂層不同溫度淬火后的XRD分析可知，二次硼碳化物為M23(B,C)6。M23(B,C)6硬度較高，均勻分布在馬氏體基體中能夠起到很好的彌散強化作用[7]。950 ℃淬火后，F(xiàn)e-Cr-B-C合金涂層共晶M2B邊緣變得圓潤，發(fā)生輕微溶解，基體中析出的M23(B, C)6明顯長大，尺寸達1 μm。隨著淬火溫度進一步提高至1050 ℃，F(xiàn)e-Cr-B-C合金涂層共晶M2B明顯回溶，斷網(wǎng)和球化現(xiàn)象明顯，這種組織變化有利于改善合金涂層的韌性，其原因主要是高溫加速了B、C原子的擴散和M2B的回溶。此外，二次析出物M23(B, C)6大量回溶，數(shù)量明顯減少，此時基體中溶入了大量的C、Cr等合金元素，有助于基體強度的增加。

圖3 Fe-Cr-B-C合金涂層經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the Fe-Cr-B-C alloy coating after quenching at different temperatures(a) 850 ℃; (b) 950 ℃; (c) 1050 ℃

圖4 Fe-Cr-B-C合金涂層經(jīng)不同溫度淬火后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the Fe-Cr-B-C alloy coating after quenching at different temperatures

硬質(zhì)強化相的類型、數(shù)量、尺寸、分布及形態(tài)與基體對涂層的性能起到?jīng)Q定性的作用[8]。淬火工藝可以優(yōu)化硬質(zhì)強化相的分布和形態(tài)，同時促進硬質(zhì)相與基體之間的固溶或析出，最終影響材料的力學(xué)性能，是改善Fe-Cr-B-C合金涂層組織和性能的重要措施。Fe-Cr-B-C合金涂層主要強化相以網(wǎng)狀析出的硼碳化物為主，這種網(wǎng)格狀結(jié)構(gòu)割裂基體組織，使得涂層的韌性大大降低，影響了涂層的耐磨性能。為了消除共晶硼碳化物的網(wǎng)狀分布，優(yōu)化組織形態(tài)，提高涂層的韌性， Fe-Cr-B-C合金涂層使用前應(yīng)進行必要的淬火處理。

2.3 硬度

硬度是涂層耐磨性能最重要的表征之一。表3為不同溫度淬火后Fe-Cr-B-C合金涂層的顯微硬度實測值，由表3可以看出，隨著淬火溫度的升高，硬度不斷提高。結(jié)合SEM分析結(jié)果可知，經(jīng)850 ℃淬火后Fe-Cr-B-C合金涂層共晶組織中的M3(B,C)回溶，雖然硬質(zhì)強化相數(shù)量有所減少，但基體中的殘留奧氏體數(shù)量減少，馬氏體細化以及二次碳化物的大量析出，均提高了合金涂層的硬度，因此與堆焊態(tài)Fe-Cr-B-C合金涂層相比，850 ℃淬火后的合金涂層硬度僅略有下降。950 ℃淬火后合金涂層基體中的馬氏體進一步細化，二次碳化物尺寸明顯增大，因此硬度有所增加。當(dāng)淬火溫度達到1050 ℃時，共晶M2B部分回溶，硬質(zhì)相數(shù)量進一步減少，但由于合金元素的固溶提高了基體的硬度，因此合金涂層硬度最高。涂層硬度由硬質(zhì)相硼碳化物和基體共同決定，磨損過程中，硬質(zhì)相能夠很好地保護基體免受磨損，起到很好的“陰影效應(yīng)”，而基體對硬質(zhì)相有著保護作用。通過淬火工藝調(diào)整硬質(zhì)相和基體構(gòu)成，可以獲得綜合性能優(yōu)良的Fe-Cr-B-C合金涂層。

表3 Fe-Cr-B-C合金涂層的顯微硬度(HRC)

3 結(jié)論

1) 堆焊態(tài)Fe-Cr-B-C合金涂層顯微組織主要由馬氏體+奧氏體基體和共晶硼碳化物M2B+M3(B,C)組成。共晶硼碳化物沿晶界析出，形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，屬于典型的亞共晶組織，基體連續(xù)性被割裂，磨損過程中受到較大沖擊時，容易引起耐磨層開裂、脫落，影響使用壽命。

2) 共晶組織當(dāng)中的M2B是Fe-Cr-B-C合金涂層的主要強化相，其硬度、大小、尺寸、分布及形態(tài)對于耐磨層的性能起到?jīng)Q定性的作用。通過淬火工藝可使共晶M2B斷網(wǎng)、球化，基體連續(xù)性顯著提高，組織明顯改善。此外，隨著淬火溫度的升高，溶入基體當(dāng)中的合金元素強化了基體強度，有助于耐磨層硬度的進一步提高。

3) 淬火工藝明顯改善了Fe-Cr-B-C合金涂層硬質(zhì)強化相M2B的形態(tài)及分布，提高了基體強度，是提高耐磨層綜合性能的有效措施。