Cr 元素对Fe-B 堆焊合金的金相组织与性能的影响

韦茹涵，韩明臻，井 瑞，刘奇聪

(1.佳木斯大学材料科学与工程学院，黑龙江 佳木斯 154007 ；2.山东大学材料学院，山东 济南 250012)

0 前 言

磨损、腐蚀、断裂是3 种主要的材料失效的形式[1]，磨损所带来的失效已经严重影响了国民经济发展[2]。我国硼资源丰富，硼常在钢铁生产中作为添加合金[3]。Fe-B 堆焊合金的耐磨性能好，被广泛应用于磨料磨损领域，但当硼含量过高时，往往会在显著提高Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同时牺牲部分韧性，在Fe-B堆焊合金内部引发微观裂纹[4，5]，这严重阻碍了Fe-B堆焊合金的应用与发展。如何在保证Fe-B 堆焊合金的耐磨性的同时抑制裂纹的产生，仍然是焊接领域所重点关注的焦点问题之一。勾俊峰[1]研究发现，添加少量铬元素能改善Fe-B 堆焊合金的韧性。Fe-B-Cr 合金具有优良的耐磨性能，同时可解决部分Fe-B 堆焊合金的脆性问题，以高硬度、高耐磨性的硼化物作为耐磨骨架，可做到高效率、低成本[6]。为此，本工作采用等离子喷焊技术，以含5%(质量分数)硼的铁基作为基础成分，探讨Cr 元素对Fe-5B 系堆焊合金的组织结构和力学性能的影响。

1 试验材料及方法

1.1 制备试样

基体材料为Q235 低碳钢钢板，尺寸为150 mm×100 mm×10 mm，Q235 钢的化学成分如表1 所示。

堆焊材料的制备采用不同Cr 含量的Fe-B-Cr 系合金粉末(即还原铁粉、硼铁粉和铬铁粉)，并添加少量的硅铁粉、钛铁粉和低碳锰铁粉(合金粉末的化学成分见表2)，将合金粉末进行联合脱氧、脱硫，以防止堆焊层产生气孔。为使堆焊层具有一定的深宽比，每组合金粉末配制200 g，等离子堆焊合金粉末设计见表3。

表3 等离子堆焊合金粉末设计(质量分数) %Table 3 Design of plasma surfacing alloy powder (mass fraction) %

1.2 试验方法

试验采用PTA-BX-400A 型等离子喷焊机，试验前对Q235 钢板表面进行打磨，并做除油除锈处理，使其表面露出金属光泽，在Q235 钢板上堆焊4 层，厚度6～7 mm，以保证母材对焊缝的稀释率为最低。采用单层单道堆积形式，每一层焊完后利用角磨机打磨，防止焊缝层之间因出现夹杂而影响焊缝质量。在焊接开始时，焊接热量难以达到基体与合金粉末的熔点，不能发生冶金结合，使得堆焊层前端较堆焊层后端窄而薄。针对上述问题，将焊接电流由120 A 调至130 A，打磨钨极，调整钨极的伸出长度，考虑到Fe-B-Cr 合金粉末的存放条件，将合金粉末重新过筛烘干。经处理，Fe-B-Cr合金粉末的熔覆性获得较大改善。焊接工艺参数如表4。

表4 焊接工艺参数Table 4 Parameters of welding process

堆焊结束后，采用电火花线切割对焊后Q235 钢板进行切割，制作尺寸为10 mm×10 mm×12 mm 的堆焊试样。采用80，120，240，600，800，1 000，1 200，2 000 目的砂纸对试样进行打磨抛光，并采用4%(体积分数)硝酸酒精溶液对试样进行腐蚀，采用Axio Observer 型蔡司金相显微镜观察试样的金相组织。利用HR-150-A型洛氏硬度计对堆焊层进行洛氏硬度测试，测试条件:施 加 载 荷 150 kN，加 载 时 间 5 s。采 用D8AdvanceBruker AXS 型X 射线衍射仪对熔敷金属进行X 射线衍射试验，以分析其物相。利用JSM-6360LV型扫描电镜观察试样表面及其内部组织。采用型号为ML-100 磨料磨损试验机对堆焊合金进行耐磨性测试，磨料磨损试验的参数如下:圆盘转速为60 r/min，接触负载为24 N 和48 N，进给量4 mm/r，行程72.3 m，对磨材料选用180 目棕刚玉砂纸，一种堆焊层切取3 个试样，每个试样重复测试至少3 次，磨损失重量采用FA1104 型万分之一电子天平测定。

2 结果与讨论

2.1 堆焊表面宏观形貌

将焊接电流由120 A 调至130 A，打磨钨极，调整钨极的伸出长度，将合金粉末重新过筛烘干后，虽然Fe-B-Cr合金粉末的熔覆性获得较大改善，但在弧坑周围出现了体积较大的气孔。气孔出现的主要原因是熄弧时工作电流迅速减小，合金粉末熔化不充分，熔池流动性变差，因此在弧坑周围出现气孔。堆焊表面宏观形貌见图1。

图1 堆焊表面宏观形貌Fig.1 Macro morphology of surfacing surface

由图1 可知，添加0%Cr 的Fe-B-Cr 合金粉末堆焊层熔覆性较好，但表面气孔较多，当第一层堆焊完成时，堆焊层呈现一定的厚度，接头前后宽度一致，无宏观裂纹。随着合金粉末中Cr 含量的增加，气孔逐渐减少，堆焊层表面更加光滑。由于Cr 元素熔点高于母材，合金粉末难熔于母材中，更多的被等离子气吹落到母材熔池中，导致堆焊层表面颗粒状物质增多，使得堆焊层表面润湿性差，难以铺展。

在焊接开始时，焊接热量难以达到基体与合金粉末的熔点，不能发生冶金结合，使得堆焊层前端较堆焊层后端窄而薄。针对上述问题，将焊接电流由120A 调至130A，打磨钨极，调整钨极的伸出长度，鉴于Fe-BCr 合金粉末存放条件，将合金粉末重新过筛烘干。经处理，Fe-B-Cr 合金粉末的熔覆性获得较大改善，但在弧坑周围出现了体积较大的气孔。气孔出现的主要原因是熄弧时，工作电流迅速较小，合金粉末熔化不充分，熔池流动性变差，因此在弧坑周围出现气孔。

2.1 物相分析

图2 是Cr-0 堆焊合金的XRD 谱。Cr-0 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 组成。Fe 的衍射峰峰强均较弱，衍射角2θ＝56.244°处Fe2B 相的(202)晶面的衍射峰强度最大。测试结果表明，试样中有大量的Fe2B 相的(202)晶面参与了衍射，而少量的Fe 相的(200)、(211)晶面参与了衍射，相比之下，Fe 相的(110)晶面参与衍射较多。

图2 Cr-0 堆焊合金的XRD 谱Fig.2 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy

图3 为Cr-2 堆焊合金的XRD 谱。Cr-2 堆焊合金的物相由Fe、Fe2B 组成。衍射角2θ ＝44.672°处Fe 相的(110)晶面的衍射峰强度迅速增加。衍射角2θ＝64.526°和2θ＝81.654°处，Fe 相的(200)、(211)晶面参与衍射仍较少，Fe2B 的衍射晶面增多，其中在2θ＝45.107°处Fe2B 相的(211)晶面的衍射峰峰强最大。

图3 Cr-2 堆焊合金的XRD 谱Fig.3 XRD pattern of Cr-0 surfacing alloy

图4 为Cr-4 堆焊合金的XRD 谱。Cr-4 堆焊合金的物相组成为Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝73.599°，2θ＝79.533°，2θ＝80.668°处，Fe2B 相的(132)、(330)和(141)晶面发生衍射且衍射峰强度较低。衍射角2θ＝45.107°时Fe2B 相的(121)晶面的衍射强度相对较强。

图4 Cr-4 堆焊合金的XRD 谱Fig.4 XRD pattern of Cr-4 surfacing alloy

图5 为Cr-6 堆焊合金的XRD 谱。Cr-6 堆焊合金的物相组成为Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝80.668°时，Fe2B相的(330)晶面的衍射强度相对明显增加，说明试样中有大量的Fe2B 相的(330)晶面参与了衍射。

图5 Cr-6 堆焊合金的XRD 谱Fig.5 XRD pattern of Cr-6 surfacing alloy

图6 为Cr-8 堆焊合金的XRD 谱。Cr-8 堆焊合金的物相组成为Fe 和Fe2B。衍射角2θ＝57.072°处，Fe2B相的(310)晶面的衍射强度明显增加，说明Cr-8堆焊合金试样中有大量Fe2B 相的(310)晶面参与衍射，但衍射角2θ＝80.904°处，Fe2B 相的(411)晶面的衍射强度明显降低。

图6 Cr-8 堆焊合金的XRD 谱Fig.6 XRD pattern of Cr-8 surfacing alloy

图7 为Cr-10 堆焊合金的XRD 谱。Cr-10 堆焊合金的物相组成为Fe 和Fe2B。Fe2B 的衍射峰数目明显减少，Fe 的衍射峰强度无明显变化。

图7 Cr-10 堆焊合金的XRD 谱Fig.7 XRD pattern of Cr-10 surfacing alloy

图2～7 表明，铬含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相，堆焊合金物相组成均为Fe 和Fe2B；Fe2B 的衍射峰强度出现了异常，并不具有规律性，因此Fe2B可能局部存在定向生长。从图2～7 的XRD 谱中可以明显观察到Cr 的衍射峰，且随着Cr 含量的增加，峰型和峰位也发生了变化。这说明Cr 原子已经成功占据了Fe 或Fe2B 的晶格位置，导致晶体结构发生了变化，参考文献[7]发现这种现象是Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中的典型表现。因此，可认为Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中。

2.2 组织结构分析

Cr-0 堆焊合金的组织形貌如图8 所示。Cr-0 堆焊合金的组织中含有大量的椭圆状组织和少量的长条状组织。堆焊层上部的组织较为粗大，接近四边形的长条状组织的数量比(以下占比若未特别说明皆为数量比)约为90%，椭圆形的组织约占10%，且椭圆形的组织均匀地分布在四边形的长条状组织之间。堆焊层中部的组织比上部的组织约增多一倍，但组织体积约为上部组织体积的1/2，且长条状组织的占比减少，约占40%，椭圆形组织占比增多，约占60%。堆焊层下部的组织稀少，组织的数量与上部组织的数量差距不明显，但下部组织的体积最小，约为上部的1/3，长条状组织的占比下降明显，约为20%，椭圆形组织的占比大幅增加，约为80%。

图8 Cr-0 堆焊合金的组织形貌Fig.8 Microstructure of Cr-0 surfacing alloy

图9 为Cr-2 堆焊合金的组织形貌。Cr-2 堆焊层上部的组织的体积较Cr-0 堆焊合金的明显减小，边长约为12.5～16.5 μm 的四边形组织占比为70%，边长在(20.5±4.0)μm 的四边形组织的占比约为20%，边长小于12.5 μm 的四边形组织的占比约为10%。Cr-2 堆焊层上部的组织的数量约为Cr-0上部组织数量的3 倍，且组织致密均匀。Cr-2 堆焊层中部的组织较为密集，且大多数形态为近圆状，有少数块状组织，其体积分数较Cr-0 堆焊合金中部的组织减小，直径约为8μm 的近圆状组织约占80%，边长约为12 μm 的块状组织的占比约为20%，Cr-2 堆焊层中部的组织的数量约为Cr-0中部组织数量的3 倍。在Cr-2 堆焊层下部，共晶组织比初生相组织的体积分数大，组织形态多为规则块状，边长为24 μm 的块状组织约占40%，边长约为20 μm的组织约占60%，Cr-2 堆焊层下部组织的数量约为Cr-0下部组织数量的1/3。

图9 Cr-2 堆焊合金的组织形貌Fig.9 Microstructure of Cr-2 surfacing alloy

图10 为Cr-4 堆焊合金的组织形貌。Cr-4 堆焊层上部、中部的组织大多数为块状组织，堆焊层上部的组织的体积较Cr-2 堆焊合金组织的体积增大，边长约为16.5 μm 的四边形组织占比为70%，边长约为20.5 μm的四边形组织占比约为20%，边长小于16.5μm 的四边形组织占比约为10%。Cr-4 堆焊层上部组织的数量与Cr-2 上部组织的数量的差距不明显。与Cr-2 堆焊合金中部的组织相比，Cr-4 堆焊层中部组织中四边形的块状组织的占比明显增加，占比约为70%，Cr-4 堆焊层中部组织中块状组织的体积分数相比Cr-2 堆焊合金中部的明显增大，边长达到了30μm，近圆状的组织数量占比相较于Cr-2 堆焊合金中部的近圆状组织占比数量明显下降，约为30%，但体积分数增加，直径约为10 μm。在Cr-4 堆焊层下部，初生相组织明显增多，直径在5～10 μm 的近圆状组织的占比约为60%，边长在14～20 μm 的四边形组织的占比约为30%，组织的数量约为Cr-2 下部组织数量的5 倍，说明Cr-4 堆焊层下部有大量的初生相组织开始析出。

图10 Cr-4 堆焊合金的组织形貌Fig.10 Microstructure of Cr-4 surfacing alloy

图11 为Cr-6 堆焊合金的组织形貌。Cr-6堆焊层上部、中部、下部的初生相组织的体积分数均较Cr-4堆焊合金组织的增大。Cr-6 堆焊层上部的四边形组织90%的边长在25μm 以上，剩下约有10%的直径约为5μm 的近圆状组织分布在四边形之间，Cr-6 堆焊层上部的组织的数量约为Cr-4 上部的1/3。Cr-6 堆焊层中部的椭圆形组织的长轴的长度有70%达到了40 μm，剩下30%近圆状的组织的直径也达到了20 μm，Cr-6堆焊层中部的组织的数量约为Cr-4 中部的1/3。Cr-6堆焊层下部中，直径在(20±5)μm 范围内的近圆状组织的占比约为70%，较长边在50 μm 及以上的长条状组织的占比约为30%，Cr-6 堆焊层下部的组织的数量约为Cr-4 下部的1/3。Cr-6 堆焊层下部中，初生相组织的体积分数比共晶组织的体积分数大，上部组织基本已生长完全，在中部几乎呈圆柱状生长，Cr-6 堆焊层下部组织较上部、中部组织细小。

图11 Cr-6 堆焊合金的组织形貌Fig.11 Microstructure of Cr-6 surfacing alloy

图12 为Cr-8 堆焊合金的组织形貌。Cr-8 堆焊合金的上部组织形态趋于均匀化，块状组织几乎布满了整个视野，且形态规则，四边形组织80%的边长在20 μm 以上，约有5%的直径约为5 μm 及以下的近圆状组织分布在四边形之间，约有15%的较长边超过50 μm的长条状组织，Cr-8 上部组织的数量约为Cr-4 上部组织数量的1/3。Cr-8 堆焊层中部的组织也基本生长完全，呈现为规则的四边形，四边形的边长约为(25±5)μm，相比于Cr-6 堆焊合金中部的组织在体积上有所减小，但分布更加致密、规则，在数量上Cr-8 堆焊层中部的组织约为Cr-6 堆焊合金中部的3 倍。在Cr-8 堆焊层下部，初生相组织继续析出，且Cr-8 堆焊层下部组织的体积分数相比Cr-6 堆焊合金下部的有所增加，占比约80%的50 μm 及以上的条状组织与占比约20%的直径约为10 μm 的近圆状组织均匀地分布在Cr-8 堆焊层下部，Cr-8 堆焊层下部的组织的数量与Cr-6 堆焊合金下部的几乎一致。

图12 Cr-8 堆焊合金的组织形貌Fig.12 Microstructure of Cr-8 surfacing alloy

图13 为Cr-10 堆焊合金的组织形貌。Cr-10 堆焊层的组织整体趋于均匀化，初生相组织继续析出，在Cr-10堆焊层上部，四边形和长条形组织分布于整个视野。Cr-10 堆焊层上部的组织的体积较Cr-8 堆焊层上部的有所减少，但组织更加均匀，Cr-10 堆焊层上部的组织中边长为25～30 μm 的四边形组织约占40%，较长边大于50 μm 的长条状组织约占60%，数量上，Cr-10堆焊层上部的较长边大于50 μm 的长条状组织相比Cr-8 堆焊合金上部增加了1 倍。Cr-10 堆焊层中部，块状组织较长条状组织质量分数增加，且形态近似四边形，Cr-10 堆焊层中部的组织的体积较Cr-8 堆焊合金中部的有所增加，Cr-10 堆焊层中部中边长为30～35 μm 的四边形组织约占90%，较长边大于50 μm 的长条状组织约占10%，数量上，Cr-10 堆焊层中部的较长边大于50 μm 的长条状组织与Cr-8 堆焊合金中部的几乎一致。在Cr-10 堆焊层下部，一部分组织为块状，一部分组织为长条状，还有一小部分为近圆状组织，边长在(35±5)μm 范围内的块状组织的占比约为60%，较长边在50μm 及以上的长条状组织的占比约为20%，直径约为10μm 的近圆状组织的占比约为20%，Cr-10 堆焊层下部组织的数量约为Cr-8 堆焊层下部的2 倍，说明Cr-10 堆焊层下部的组织和Cr-8堆焊层下部的组织分别处在长大与生长阶段。

图13 Cr-10 堆焊合金的组织形貌Fig.13 Microstructure of Cr-10 surfacing alloy

综上所述，随着Cr 含量的增加，初生相Fe2B 的形貌不断变化，在规则的块状组织周围开始掺杂着椭圆状组织，XRD 分析表明初生相为Fe2B，且随着Cr含量的增加，Fe2B 的衍射峰增多，并且无新相的析出，说明Cr 的加入促进了Fe2B 初生相的析出，当大量的Fe2B 开始析出时，会发生相互挤压，阻碍彼此形核的过程，因此椭圆状的Fe2B 实际上是未长大的Fe2B，当椭圆状Fe2B 长大后会再次以块状形态分布于堆焊层内部。

2.3 硬度分析

堆焊合金硬度值如表5 所示。由表5 可知，随着Cr 含量的增加，堆焊合金的硬度不断升高。Cr-2 较Cr-0的硬度显著升高。Cr-10 堆焊层表面硬度高达67 HRC。

表5 堆焊合金硬度Table 5 Hardness of surfacing alloys

2.4 耐磨性分析

堆焊合金的磨料磨损试验结果如表6 所示。表6中相对耐磨性ε的计算公式见式(1):

表6 堆焊合金的磨料磨损试验结果Table 6 Abrasive wear test results of surfacing alloys

式中:Vs表示试样的体积损失，Vr表示标准材料的体积损失，Ws表示试样的质量损失，Wr表示标准材料的质量损失。

由表6 可以看出，随着Cr 含量的升高，堆焊合金的磨损量(ΔW)下降。Cr-10 堆焊层的磨损量降到最低，为0.027 5 g。图14 为堆焊合金的相对耐磨性。可以看出，试样的相对耐磨性随着Cr 含量的增加而升高。Cr-10 堆焊层的相对耐磨性较Cr-0 提高了375%。

图14 堆焊合金的相对耐磨性Fig.14 Relative wear resistance of surfacing alloy

3 结 论

(1)Cr-0 堆焊合金由Fe 和Fe2B 组成，随着Cr 含量的增加，Cr 固溶于Fe 和Fe2B 中，堆焊合金由(Fe，Cr)和(Fe，Cr)2B 组成，Cr 含量的增加未使Fe-B 堆焊合金中生成新相，合金组织由Fe2B 和Fe+Fe2B 的共晶组织构成。

(2)Cr 元素的添加显著提高了Fe-B 堆焊合金的硬度和耐磨性。Cr-2 的硬度较Cr-0 显著升高。随着Cr 含量的不断增加，堆焊合金的硬度值呈上升趋势，Cr-10堆焊层表面硬度高达67 HRC。Cr-10 堆焊层的磨损量降到最低，为0.027 5 g，Cr-10 堆焊层的相对耐磨性较Cr-0 提高了375%。