耐磨堆焊合金中，硬质相的尺寸、形态和分布对材料综合性能有重要影响^[1]。传统的Fe-Cr-C或Fe-Cr-B-C系铁基堆焊合金中以M₇C₃，M₂₃C₆或M₂B等硬质相作为耐磨骨架，初生M₇C₃一般为中空的六角柱状形，六角截面的尺寸一般在30~100μm之间，这类硬质相其脆性大，在形成过程中容易发生硬质相本身断裂，且在磨损过程中易在界面处开裂^[2]；初生M₂B同样为粗大的四边形，尺寸也在十几微米到几十微米之间，这种粗大的硬质相合金同样容易在硬质相与基体的界面处形成裂纹，对合金韧性不利^{[3, 4]}。为了提高合金韧性，以较细小的MC型碳化物增强堆焊合金备受关注，而这种MC型碳化物尺寸一般在几微米到十几微米之间，可避免合金在磨损过程中出现开裂行为^[5]。

近年来，由于原位合成增强硬质相具有热力学稳定、尺寸细小、分布均匀、界面洁净与基体结合良好等特点^{[6, 7, 8]}，原位合成铁基复合材料成为研究的热点。在堆焊合金中，碳化铌尺寸较为细小，一般为几微米，由于碳化铌具有较高的硬度，可以在不严重损失合金硬度的前提下，对提高合金韧性有重要作用^[9]，如果能形成更细小球状的碳化铌，有利于减小界面处的应力集中，降低界面处开裂的几率，对改善合金性能有重要意义。等离子弧转移弧焊电弧能量密度大、温度高，焊接冷却速率较高，本工作采用等离子熔覆合金粉末，制备出具有亚微米尺寸碳化铌的Fe-Cr-B-C-Nb熔覆层，研究含亚微米碳化铌对合金性能的影响，探讨不同尺寸硬质相对合金组织与性能的影响，并与市售常用Fe-Cr-C耐磨堆焊合金进行对比实验。

设计Fe-Cr-B-C-Nb合金体系，采用PTA制备出含超细碳化铌的Fe-Cr-B-C-Nb合金，通过调节合金元素设计4组Fe-Cr-B-C合金，并与常规的Fe-Cr-C堆焊合金对比。研究不同尺寸、种类硬质相对Fe-Cr-B-C-Nb熔覆层组织与性能的影响。堆焊合金熔覆金属名义成分如表1所示，5^#合金为市售常用的Fe-Cr-C堆焊合金。

采用等离子转移弧在Q235钢上熔覆上述5组合金粉末。非转移弧电压为18~21V，非转移弧电流为58~63A，转移弧电压为29~32V，转移弧电流为95~125A，离子气流量为220~280L/h，送粉气流量为260~340L/h，保护气流量为360~450L/h，熔覆速率为25~30mm/min，焊枪摆幅为25~30mm，喷距为10~15mm。

试样经堆焊层沿垂直堆焊方向切割而成，尺寸为15mm×15mm×10mm，经磨光、抛光、腐蚀，采用S-3400N扫描电镜观察组织。在HR-150D型洛氏硬度计上进行硬度测试，每个试样测5点，取平均值。

磨粒磨损试验在MLS-225型湿式橡胶轮磨粒磨损试验机上进行，橡胶轮直径176mm，转速240r/min，橡胶轮硬度60(邵尔硬度)，载荷为100N，磨料为40~70目石英砂，砂浆比例为1500g砂加1000g水。先预磨1000转，然后记录磨损前试样的质量，再经过4000转的精磨。取3个试样的平均失重值为磨损量。用无水乙醇清洗后在S-3400N型扫描电镜下观察形貌并进行能谱分析。

熔覆层冲击试验采用自制落锤冲击试验机，如图1(a)所示，冲头质量为10kg，冲头尖角171°，冲击高度可调，最大冲击功为80J，根据图1(b)所示调节高度计算冲击功。实验样品尺寸为57mm×25.5mm×6mm，试样冲击后的压痕如图1(c)所示，冲击压痕截面宽l，压痕深度h，根据式(1)计算θ表征冲击韧性。

	图1 落锤冲击试验机示意图 (a)落锤冲击试验机；(b)冲击原理；(c)冲击压痕截面 Fig.1 Schematic diagram of impact testing machine (a)impact test machine；(b)impact principle；(c)impact mark section
图选项

式中：θ为压痕角度；d为截面压痕深度；l为压痕截面宽。

图2是5组合金的扫描电镜显微组织，图3为1^#～4^#合金的XRD分析结果。结合图2,3可以看出1^#~4^#合金的显微组织中硬质相主要为超细碳化铌、硼化物或其两者共存，其分布在奥氏体+铁素体基体上。图中细小的白色相为NbC，弥散的分布在基体上，测量NbC平均尺寸约为500nm。1^#堆焊合金(图2(a))硬质相仅为超细碳化铌，碳化铌分布在奥氏体晶界和晶内。随着合金中添加B元素，2^#和3^#合金中形成网状结构的共晶硼化物，由XRD图(图3)可知共晶硼化物主要包括Fe₂₃(B,C)₆，Fe₃(B,C)和M₂B，分布在原奥氏体晶界处，如图2(b)，2(c)。随着B含量增加到超过共晶点3.8%时，4^#合金中形成了粗大的初生Fe₂B，且硼化物数量急剧增加，基体所占的比例明显减少，如图2(d)所示。图2(e)为Fe-Cr-C堆焊合金显微组织，图中粗大的六方相为Cr₇C₃，尺寸约为30~50μm，基体组织为马氏体＋共晶碳化物。

	图2 5组堆焊合金熔覆金属显微组织(BSE) (a)1#超细碳化铌；(b)2#共晶硼化物；(c)3#碳化铌＋共晶硼化物；(d)4#碳化铌＋粗大Fe2B；(e) 5#碳化铬 Fig.2 Microstructures of five alloys with different hardphase (BSE) (a) 1# superfine niobium carbide；(b)2# eutectic boride；(c)3# niobium carbide + eutectic boride；(d)4# niobium carbide+Fe2B；(e)5# chromium carbide
图选项

	图3 4组不同硬质Fe-Cr-B-C合金X射线衍射分析 Fig.3 X-ray diffraction pattern analysis of the four Fe-Cr-B-C alloys
图选项

图4为5组合金的宏观硬度图，由图看出仅含超细碳化铌硬质相的1^#合金硬度仅为46HRC，这是由于高硬度碳化铌尺寸很小，表现在宏观硬度上效果不明显。当合金中添加B元素，2^#合金中形成网状硼化物硬质相，大量的高硬度网状硼化物在基体晶界析出，使合金宏观硬度增加到57HRC。随着3^#合金中形成超细碳化铌和网状硼化物硬质相，基体晶界处的共晶网状硼化物和晶界、晶内的高硬度碳化铌双重效果使合金的宏观硬度增加到61HRC。当B含量超过共晶点3.8%时，4^#合金中硼化物数量急剧增加，且形成粗大的初生Fe₂B，合金宏观硬度明显增加，高达65HRC。

	图4 5组合金熔覆金属硬度值 Fig.4 Hardness resistance of the five Fe-Cr-B-C-Nb alloys
图选项

表2为5组合金熔覆金属磨损失重量和相对耐磨性，由表可看出，不同合金的磨损失重量有明显差异。Fe-Cr-C耐磨合金具有较好的耐磨性和较高的性价比被广泛使用，但由于其粗大的M₇C₃在磨损过程中易开裂剥落，导致其使用寿命较短，且在冲击工况下应用效果欠佳^[10]。随着合金中含不同种类硬质相，合金相对耐磨性不断增加，含超细碳化铌和共晶硼化物的3^#合金的耐磨性是市售常用Fe-Cr-C耐磨合金的4倍多，含有初生Fe₂B的4^#合金相对耐磨性达到高铬铸铁的4.3倍。

图5为5组合金磨损形貌SEM图，由图可以看出，合金磨损表面主要为犁沟状切削痕和少量的剥落坑，这表明合金的磨损机制主要为塑性变形^[11]。如图5(a)所示1^#合金由于合金硬度很低，阻碍磨料刺入合金表面的能力下降，磨损划痕较深，较宽，如图中B处所示。合金表面有些经磨料切削一次性脱落形成犁沟(B处)，有些表面经反复磨损碾压脱离表面形成图中A处形貌。但含有超细碳化铌硬质相的合金在磨损过程中与基体结合良好，没有出现开裂剥落现象，一定程度上降低了合金磨损失重量，其耐磨性为高铬铸铁的1.7倍。2^#合金中形成网状的硼化物硬质相，将基体分割，可以很好的作为耐磨骨架保护基体，且合金硬度增加，阻碍磨料刺入合金表面的能力增加，导致合金划痕深度、宽度都明显减小，使耐磨性增加(如图5(b)所示)。当3^#合金中含有超细碳化铌和共晶硼化物时，合金硬度增加到

	图5 5组合金熔覆金属磨损后形貌SEM图 (a)1#；(b)2#；(c)3#；(d)4#；(e)5# Fig.5 Morphology of worn surface of five alloys with different kind of hard phase (a)1#；(b)2#；(c)3#；(d)4#；(e)5#
图选项

61HRC，磨料更难刺入，合金表面形成较浅的犁沟，且磨损划痕变浅、变少，如图5(c)中箭头处的白色相为碳化铌，划痕经过碳化铌时宽度有所变窄，且碳化铌在磨损过程中，没有出现开裂剥落现象，由于碳化铌和网状的硼化物的双重保护，合金失重量显著减小，耐磨性达到高铬铸铁的4倍多。当4^#合金形成了粗大的Fe₂B相以及大量的硼化物，合金硬度进一步增加到65HRC，高硬度合金使磨料难以刺入合金形成切削，磨损划痕显著变浅、变窄，但是粗大的Fe₂B脆性相在磨损过程中出现开裂剥落，如图5(d)中箭头所示，合金失重量没有明显减小，合金耐磨性没有明显改善。图5(e)为Fe-Cr-C合金磨损形貌，由于合金硬度偏低，相对来说磨粒刺入和切削阻力较小，切削犁沟较深，粗大的M₇C₃可以阻碍磨粒的切削，如图5(e)中A处，划痕经过M₇C₃时发生间断，但这种脆性相与Fe₂B类似，在磨损过程中也容易在截面处萌生裂纹，随着磨损的进行，逐渐剥落(图5(e)B处)，导致磨损失重量较大。

为研究不同硬质相对合金冲击变形能力的影响，采用自制冲击实验机进行冲击实验，冲击功选择5J，冲击后通过扫描电镜观察测量冲击角。表3为不同合金的冲击角，由表可看出不同硬质相合金冲击角显著不同，这说明含不同种类硬质相合金冲击变形能力显著不同。

图6为5组合金熔覆金属冲击压痕截面SEM图，由图可以看出，不同硬质相合金的冲击变形区域有明显变化，并且冲击后开裂程度不同。1^#合金由于硬度较低，冲击变形区域较大，冲击角最大，合金没有出现开裂现象，说明1^#合金冲击变形能力很好。2^#合金随着硬度的增加，冲击角减小，合金中可能由于形成网状硼化物而对其韧性不利，合金出现少许裂纹。3^#合金冲击角增大，且冲击后合金没有明显的裂纹，合金具有良好的抗裂性，虽然网状的硼化物对合金韧性不利，但弥散分布的细小碳化铌有助于改善合金韧性。当4^#合金中形成粗大的Fe₂B脆性相时，合金的高硬度使合金冲击变形能力变差，冲击角减小为14.3°，由于粗大的脆性相Fe₂B导致合金韧性变差，冲击后合金开裂相当严重，部分出现剥落现象。含有粗大M₇C₃的Fe-Cr-C合金冲击变形区域较小，冲击后开裂严重，说明高铬铸铁的冲击变形能力较差。由此可见，不同硬质相对合金冲击变形能力有重要的影响，粗大的硬质相使合金冲击变形能力变差，细小硬质相对合金冲击变形能力有利。

	图6 5组合金熔覆金属冲击压痕深度SEM图(a)1#；(b)2#；(c)3#；(d)4#；(e)5# Fig.6 SEM of five alloys with different kind of hard phase after impaction (a)1#；(b)2#；(c)3#；(d)4#；(e)5#
图选项

为探讨不同硬质相对合金冲击变形能力的影响机制，对冲击后开裂的试样进行SEM分析，取裂纹周围的区域观察裂纹的分布及扩展区域。图7为3^#，4^#和5^#合金裂纹SEM图。图7(a)为Fe-Cr-C合金冲击区的SEM图，图中大块的暗色相为M₇C₃，由图可看到冲击后裂纹主要在M₇C₃硬质相内以及与基体界面处形成，如图箭头处所示，这是由于粗大的脆性相M₇C₃与基体结合较差，在冲击过程中，界面处易萌生裂纹，在冲击力的作用下，裂纹不断沿界面扩展开裂，由于M₇C₃脆性较大，部分裂纹穿过M₇C₃形成，在不断冲击过程中发生断裂，这些开裂导致了高铬铸铁耐冲击性较差。3^#合金冲击开裂区域如图7(b)所示，细小白色相为碳化铌，冲击后裂纹主要出现在基体组织中，由于细小的碳化铌和基体结合良好，在界面处没有出现裂纹，在冲击过程中，部分裂纹在碳化铌内萌生，但没有继续扩展，部分裂纹扩展到碳化铌处停止，如图中箭头处所示，这说明碳化铌对裂纹的产生和扩展有一定的阻碍作用，这在一定程度上有利于合金的抗裂性，较含粗大M₇C₃的Fe-Cr-C合金具有更好的耐冲击性。图7(c)为4^#合金受冲击后的SEM图，合金中大块深色相为Fe₂B，细小的白色相为碳化铌，经冲击后裂纹易出现在粗大的Fe₂B界面处，如图中Fe₂B箭头处，在Fe₂B界面处萌生裂纹沿晶界或晶内扩展。而裂纹扩展到碳化铌时，裂纹截止消失，如图中NbC箭头处。由此可见，粗大的M₇C₃和Fe₂B由于其脆性较大，容易在其界面处开裂导致合金的冲击变形能力较差，超细的碳化铌可一定程度阻碍裂纹的萌生和扩展，有利于合金的抗冲击能力。

	图7 3组合金熔覆金属冲击裂纹SEM图 (a)5#；(b)3#；(c)4# Fig.7 SEM morphology of crack of three alloys after impaction (a)5#；(b)3#；(c)4#
图选项

耐磨合金硬度和韧性往往是两个相互矛盾的性能指标，在耐磨材料的设计过程中，只能平衡这两者，针对工况设计相应的耐磨材料。由上述研究可知超细硬质相有利于改善合金韧性，抵抗磨料切削的能力不如粗大的硬质相，而粗大硬质相由于其易开裂，导致磨损时剥落和冲击时开裂使得合金韧性较差。1^#合金由于其组织为超细碳化铌+韧性优良的奥氏体基体，合金硬度较低，但其具有很好的韧性，这种材料适合于冲击严重的磨损工况；4^#合金由于含有粗大的Fe₂B和大量的碳化铌，合金硬度很高，但其韧性很差，经冲击后出现严重开裂，这类合金适用于低应力磨损工况，Fe-Cr-C合金同样如此；而3^#合金含有超细碳化铌和共晶硼化物硬质相，不仅具有较高的硬度，且超细碳化铌使合金具有较好的耐冲击性，平衡了硬度和韧性这两个矛盾因素，这种材料具有广泛的应用前景。

(1)不同硬质相的Fe-Cr-B-C-Nb合金的宏观硬度具有显著的差异。仅含有碳化铌硬质相的合金硬度较低；当合金中含有超细碳化铌和共晶硼化物时，合金的硬度达到61HRC；合金中形成粗大Fe₂B，合金硬度达65HRC。

(2)不同硬质相的Fe-Cr-B-C-Nb合金耐磨性也显著不同。随着合金中分别形成超细碳化铌和硼化物，合金耐磨性不断增加，当合金中含有超细碳化铌和共晶硼化物时，合金的耐磨性为Fe-Cr-C的4倍多；合金中形成粗大Fe₂B无异于提高合金耐磨性。

(3)不同硬质相的Fe-Cr-B-C-Nb合金冲击变形能力显著不同。含粗大M₇C₃和Fe₂B的合金冲击变形能力较差；细小硬质相的合金有助于提高合金的冲击变形能力，仅含超细碳化铌的合金耐冲击变形能力最好，含有超细碳化铌和共晶硼化物的合金具有良好的抗冲击能力。