熱處理對Fe-Mo-Cr-B堆焊合金組織的影響

張　恒，潘應君，柯德慶，洪　波，陸旭鋒

(武漢科技大學材料與冶金學院，湖北 武漢，430081)

?

熱處理對Fe-Mo-Cr-B堆焊合金組織的影響

張恒，潘應君，柯德慶，洪波，陸旭鋒

(武漢科技大學材料與冶金學院，湖北 武漢，430081)

摘要：以Mo、B、Cr、Ni、C及Fe粉末為藥芯，低碳冷軋H08A鋼為外皮，采用藥芯焊絲埋弧堆焊方法制備Fe-Mo-Cr-B堆焊合金，并分別對堆焊試樣進行淬火與退火處理。結合光學顯微鏡、SEM、EDS、XRD及硬度測試等手段，研究熱處理前后堆焊層組織、物相、成分及硬度變化。結果表明，Fe-Mo-Cr-B堆焊合金組織由α-Fe、Mo2FeB2、(Fe, Cr)2B及少量(Fe, Cr)23(B, C)6組成；堆焊試樣在經950 ℃保溫30 min淬火或退火處理后，網狀硼化物共晶組織消失，其物相組成為α-Fe和顆粒Mo2FeB2，且退火試樣中Mo2FeB2數量較多；熱處理后試樣堆焊層硬度分布較為均勻，硬度顯著提高，且其與基體結合界面過渡層的厚度增加。

關鍵詞：藥芯焊絲；堆焊；熱處理；Mo2FeB2；顯微組織；硬度

三元硼化物由于其優異的耐磨、耐腐蝕及耐高溫性能，且所需原料不依賴于W、Co等戰略物質，備受國內外研究者青睞[1-3]。Mo2FeB2材料作為三元硼化物的一種，還具有與鋼冶金結合性能良好等特點，因此具有廣闊的應用前景。目前，一般采用反應燒結法制備Mo2FeB2及其覆層材料，但其實際效果并不理想，仍存在材料內部孔隙過多、孔隙度大等問題[4-9]。為此，尋找Mo2FeB2覆層材料其他制備及應用方式顯得尤為重要。

藥芯焊絲作為新一代焊接材料，其焊接效率高、易操作且焊絲品種多樣，可用于制作高硬度、軋制拔制困難的堆焊合金材料[10-11]。其中，硬面堆焊是藥芯焊絲主要應用領域之一，它能很好地對材料表面進行改性，提高實際生產中工件的表面性能，進而延長其使用壽命。目前，對硬面堆焊用藥芯焊絲的研究多集中在高碳高鉻鑄鐵型、Fe-Cr-WC系、Fe-Cr-C系等材料[12-14]，而這些類型焊絲中的增強相多為(Cr, Fe)7C3或外部添加WC，單獨自生成的硬質相(Cr, Fe)7C3含量一般較少，而外部添加WC增強相容易引入雜質，影響焊層的性能，且存在相分布不均勻等問題。理論上Fe-Mo-Cr-B系藥芯焊絲可以自生成的方式形成硬質相Mo2FeB2，其能均勻分布于焊層組織中，但目前對Fe-Mo-Cr-B系藥芯焊絲的焊層組織及其影響因素的研究還較少。

基于此，本文以三元硼化物Mo2FeB2的成分配比來配制藥芯焊絲藥粉，采用埋弧焊法在Q235鋼板上制備Fe-Mo-Cr-B堆焊合金，對焊后堆焊層的組織及成分進行分析，并研究了不同熱處理方式對堆焊層組織的影響。

1試驗

1.1原料及試樣制備

藥芯焊絲外皮為低碳冷軋H08A鋼帶，藥芯部分由Mo、B、Cr、Ni、C及Fe粉組成，其成分如表1所示。將原料粉末混合均勻后軋制成直徑為4.0 mm焊絲，再拉拔減徑為3.2 mm。

表1　焊絲中藥粉的化學成分(wB/%)

在250 mm×100 mm×12 mm的Q235鋼板上，采用MZ-1000型埋弧焊焊機進行堆焊試驗，焊劑為8016，其工藝參數如表2所示。然后分別對試樣進行退火及淬火處理，加熱溫度均為950 ℃，保溫時間為30 min，其中退火采用隨爐冷卻的方式，淬火采取水淬。

表2　堆焊過程的工藝參數

1.2分析檢測

采用多功能ZEISS AxioPlan 2型金相顯微鏡(OM) 觀察試樣金相組織；用X’Pert PRO MPD型X射線衍射儀(XRD)對試樣進行物相分析；用Nova 400 Nano型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)及能譜儀(EDS)對堆焊層材料顯微組織及成分進行表征與分析；用HX-500型顯微硬度儀測定試樣顯微硬度。

2結果與分析

2.1焊后組織及物相分析

試樣堆焊界面及堆焊層的顯微組織如圖1所示，堆焊層的XRD圖譜如圖2所示。由圖1可見，試樣堆焊界面的冶金結合良好，有清晰的過渡層，且沒有明顯的孔洞等缺陷，堆焊層組織為細小的黑色硬質顆粒均勻地分布在白色的黏結相中，同時有大量的灰色共晶組織，呈網狀均勻分布于白色組織周圍。結合圖2可知，試樣堆焊層的基體組織為α-Fe，而硬質相則由大量Mo2FeB2、M2B及少量的M23(B, C)6組成。其中，Mo2FeB2、M2B作為其硬質相，可保證材料堆焊后焊層具有較高硬度，而α-Fe在其中充當黏結相的作用，可保證堆焊層具有一定的韌性。

(a)堆焊界面

(b)堆焊層

Fig.1 Optical microstructures of surfacing interface and surfacing layer of as-welded sample

圖2　焊后試樣堆焊層的XRD圖譜

在堆焊過程中，產生了大量的熱，達到了Mo2FeB2的反應溫度，焊絲藥芯中的B、Mo及其他原料在高溫條件下經原位反應形成硬質相Mo2FeB2；同時，在高溫反應過程中，基材界面處材料也參與了反應，即基材中Fe向堆焊層擴散，堆焊材料中的Mo向基材擴散，反應結束后形成一定的過渡層，保證了堆焊層和基材的結合；另一方面，堆焊層中M2B的形成則是由于Fe基體對B有排斥效應，使得兩個以上基體晶粒交界區域的B濃度達到M2B相的形核要求，進而在晶界處形成M2B，分布于鐵素體周圍(見圖1(b))[15]。

2.2熱處理對堆焊層組織及性能的影響

2.2.1微觀組織

熱處理后試樣堆焊層的顯微組織如圖3所示。從圖3中可以看出，經熱處理后試樣堆焊層顆粒狀晶粒增多，網狀分布的灰色共晶組織消失，同時退火試樣與淬火試樣相比，其組織中黑色硬質相顆粒的數量更多。

(a)淬火

(b)退火

Fig.3 Optical microstructures of the surfacing layers of heat treated samples

圖4為焊后及熱處理后試樣堆焊層的SEM照片，對其中不同相進行EDS分析，其結果如表3所示。由表3中測點1可知，堆焊試樣中黏結相成分主要為Fe，而Cr作為強鐵素體形成元素，則部分以固溶的形式存于其中，同時還檢測到少量完全反應的Mo；測點2共晶組織的成分顯示，M2B中M為Fe、Cr，同時含有一定量未反應完全的Mo；而根據測點3的結果可知，硬質相中有大量Mo元素的存在，這表明其組成相不僅為Mo2FeB2，根據組織形狀判斷，其中還可能存有初生硼化物，由于反應時間較短，初生硼化物可能從液相中直接結晶形成[15]。

另一方面，從表3中測點1、4、6可知，未熱處理試樣灰色區域中Mo含量比熱處理試樣要高，這是因為在熱處理過程中，堆焊層中各元素繼續參與反應形成三元硼化物，即灰色相中的Mo元素參與了這一過程，形成Mo2FeB2，導致相中Mo含量降低；從表3中測點3、5、7可知，測點5、7顆粒組織中Mo/Fe原子比為2.23和2.29，與Mo2FeB2中Mo/Fe原子比相近，這表明該組織為硬質相Mo2FeB2，且不含有其他成分，而測點3中Mo/Fe原子比為0.92，表明其物質不全為Mo2FeB2，還含有一部分初生硼化物；從表3中測點4、5、6、7可知，熱處理后試樣堆焊層的組織基本相同，均以α-Fe為黏結相，形成的硬質相顆粒Mo2FeB2均勻分布于其中。

(a)焊后(b)淬火

(c)退火

測點wB/%MoFeCrNi xB/%MoFeCrNi17.2483.068.171.534.3285.199.001.49221.9666.3810.351.3213.9672.5212.141.38352.1133.0614.83-38.2441.6820.08-43.5582.139.731.261.8472.928.931.26570.2418.3311.280.1557.2025.6516.950.2063.3887.399.23-1.9888.039.99-770.7017.9711.32-57.7325.2117.06-

堆焊過程中，雖溫度上能達到Mo2FeB2的反應要求，但由于時間較短，反應進行得并不充分，Mo2FeB2形成并不完全，同時堆焊層中大量未形成三元硼化物的B元素被Fe基體所排斥，導致晶粒交界處B元素濃度較高，進而形成了M2B共晶組織。而堆焊試樣在950 ℃溫度下保溫30 min，則給予其足夠的時間與溫度繼續反應，三元硼化物的原位反應形成了大量顆粒狀Mo2FeB2，使得組織中B含量減少，因而在晶粒交界處無法形成M2B共晶組織，導致熱處理后試樣中均未觀察到共晶組織的存在。另一方面，淬火試樣快速冷卻，硬質顆粒Mo2FeB2可在保溫時間內形成，而退火試樣的冷卻速度緩慢，在緩冷過程中仍有三元硼化物繼續反應，繼續有Mo2FeB2生成，使得其中Mo2FeB2數量比淬火后試樣更多。

熱處理前后組織情況的不同，原因主要在于堆焊組織中的反應時間不同，對堆焊后組織進行熱處理，可延長堆焊組織中三元硼化物的反應時間，得到更多三元硼化物硬質顆粒，有效增強堆焊組織的性能。

2.2.2顯微硬度

圖5為焊后及熱處理后試樣從基體至堆焊層的顯微硬度分布。根據圖5計算可知，未熱處理、經淬火及退火處理后試樣堆焊層的平均硬度(HV0.2)分別為655、695、730。由此可見，經熱處理后，試樣堆焊層的顯微硬度均高于焊后試樣，且經退火處理后的試樣硬度最高，這與熱處理后堆焊層中硬質相Mo2FeB2的數量顯著增加有關。從圖5中還可以看出，經熱處理后試樣的顯微硬度分布更為均勻，這從側面反映了其堆焊層組織分布均勻；同時，還可以看到經退火處理后的試樣，其堆焊層與基體結合界面的過渡層較厚，這是由于熱處理過程中，由于反應時間較長，界面處原子擴散得更充分，界面過渡層變厚，使得堆焊層與基體結合得更為牢固。

圖5　焊后及熱處理后試樣堆焊層的硬度分布曲線

Fig.5 Hardness distribution curves of the surfacing layers of as-welded and heat-treated samples

3結論

(1)Fe-Mo-Cr-B堆焊合金組織由α-Fe、Mo2FeB2、(Fe, Cr)2B及少量(Fe, Cr)23(B, C)6組成，具有組織均勻、堆焊界面冶金結合良好、有清晰過渡層及無明顯缺陷等特點。

(2)堆焊試樣在經950 ℃保溫30 min淬火或退火處理后，組織中網狀硼化物消失，硬質相為三元硼化物Mo2FeB2顆粒，且退火試樣中硬質相數量較多。

(3)熱處理后試樣堆焊層平均硬度增加，分布較為均勻，且堆焊層與基體結合界面過渡層厚度增加。

參考文獻

[1]承新，鄭勇，于海軍，等．三元硼化物基金屬陶瓷的研究進展[J]．材料導報，2007，21(7)：52-54．

[2]Lavernia E J, Wu Y. Spray atomization and deposition[M]. New York: John Wiley and Sons, 1996: 338.

[3]Komai M, Takagi K, Watanabe T, et al. Effects of cobalt on the properties and phase formation of Mo2FeB2complex boride base hard alloys[C]//Boron-rich Solids, AIP conference Proceedings. Albuquerque, New Mexico: American Institute of Physics, 1991, 273: 578-581.

[4]Leithe-Jasper A，Klesnar H, Rogl P, et al．(M(M=Mo, W)-Fe-B)三元系狀態図の1323 K 等溫斷面の検証[J]．日本金屬學會誌，2000，64(2)：154-162．

[5]張濤，李兆前，黃傳真．三元硼化物基金屬陶瓷的液相燒結及其應用[J]．無機材料學報，2002，17(1)：17-23．

[6]陸旭鋒，潘應君，張恒，等．球磨時間對 Mo2FeB2基金屬陶瓷組織和力學性能的影響[J]．武漢科技大學學報，2015，38(4)：259-262．

[7]潘應君，溫玉磊，劉紹友，等．金屬陶瓷-鋼覆層材料制備及其界面表征[J]．武漢科技大學學報，2009，32(5)：483-486．

[8]李文虎，劉福田．原位反應制備Mo2FeB2基金屬陶瓷燒結過程熱力學分析[J]．粉末冶金技術，2010，28(3)：192-195．

[9]李文虎，劉福田，馮小明．燒結溫度對Mo2FeB2合金組織性能的影響[J]．粉末冶金技術，2009，27(1)：48-51．

[11]Shlepakov V N, Gavrilyuk Yu A, Kotelchuk A S, et al. Application of mechanized welding with self-shielding flux-cored wire in repair of metallurgical equipment[J]. The Paton Welding Journal, 2013(3): 38.

[12]魏建軍，黃智泉，楊威．高碳高鉻鑄鐵堆焊合金組織分析[J]．焊接學報，2008，29(3)：145-148．

[13]張玉峰，王曉東，姜忠寶．Fe/Cr-WC系藥芯焊絲堆焊耐磨合金層性能研究[J]．表面技術，2011(5)：54-56．

[14]肖逸鋒，陳愚，龔建勛，等．Fe-Cr-C系藥芯焊絲耐磨堆焊層的組織和性能[J]．熱加工工藝，2008，37(11)，1-3．

[15]王智慧，萬國力，賀定勇，等．Fe-Cr-B-C堆焊合金的組織與耐磨性[J]．材料工程，2014(9)：57-62．

[責任編輯董貞]

Effect of heat treatment on the microstructure ofFe-Mo-Cr-B hardfacing alloys

ZhangHeng，PanYingjun，KeDeqing，HongBo，LuXufeng

(College of Materials Science and Metallurgical Engineering, Wuhan University of Science andTechnology, Wuhan 430081, China)

Abstract:Taking Mo, B, Cr, Ni, C and Fe powders as the flux-core and low carbon cold rolled steel H08A as the skin, Fe-Mo-Cr-B hardfacing alloys were prepared by the method of flux-cored wire submerged arc welding, and the obtained samples were quenched and annealed respectively. By means of optical microscope, SEM, EDS, XRD and hardness test, the variations in microstructure, phase, composition as well as microhardness of hardfacing alloy samples before and after heat treatment were investigated. The results show that the as-welded Fe-Mo-Cr-B hardfacing alloy consists of α-Fe, Mo2FeB2, (Fe,Cr)2B and a small amount of (Fe, Cr)23(B, C)6.After annealling or quenching at 950 ℃ for 30 min, the reticular boride eutectic structures in the surfacing layer of hardfacing sample disappear and the sample is composed of α-Fe and granular Mo2FeB2. Also, the annealing sample contains more Mo2FeB2. Meanwhile, the surfacing layers of heat-treated samples have more uniform hardness distribution and higher hardness values along with the thicker transition layers between welding layer and substrate.

Key words：flux-cored wire; hardfacing; heat treatment; Mo2FeB2; microstructure; hardness

收稿日期：2016-01-13

基金項目：湖北省科技攻關計劃項目(2004AA101C49)．

作者簡介：張恒(1991-)，男，武漢科技大學碩士生．E-mail：493838630@qq.com通訊作者：潘應君(1965-)，男，武漢科技大學教授，博士生導師．E-mail：hbwhpyj@163.com

中圖分類號：TB331

文獻標志碼：A

文章編號：1674-3644(2016)03-0180-05