王智慧，趙雪飛，賀定勇，蔣建敏，趙秋穎，劉 飛

(1北京工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124;2北京工業(yè)大學(xué) 機(jī)械工程博士后流動(dòng)站，北京 100124)

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等離子熔覆含亞微米碳化鈮鐵基耐磨合金組織與性能的研究

王智慧1，趙雪飛1，賀定勇1，蔣建敏1，趙秋穎2，劉 飛1

(1北京工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124;2北京工業(yè)大學(xué) 機(jī)械工程博士后流動(dòng)站，北京 100124)

采用等離子熔覆(PTA)在Q235鋼上制備含亞微米碳化鈮Fe-Cr-B-C-Nb熔覆層，通過(guò)改變合金成分，分別設(shè)計(jì)含超細(xì)碳化鈮、含共晶硼化物、含超細(xì)碳化鈮+共晶硼化物、含超細(xì)碳化鈮+初生Fe2B硬質(zhì)相的熔覆層，研究不同尺寸硬質(zhì)相對(duì)Fe-Cr-B-C-Nb熔覆層組織與性能的影響，并與市售常用Fe-Cr-C耐磨材料對(duì)比。結(jié)果表明：細(xì)小硬質(zhì)相有助于改善合金沖擊變形能力，含亞微米碳化鈮和共晶硼化物的合金具有優(yōu)良的綜合性能，耐磨性為Fe-Cr-C耐磨材料的4倍多，且沖擊變形能力優(yōu)于Fe-Cr-C耐磨材料。

碳化鈮；等離子熔覆(PTA)；亞微米；耐沖擊性

耐磨堆焊合金中，硬質(zhì)相的尺寸、形態(tài)和分布對(duì)材料綜合性能有重要影響[1]。傳統(tǒng)的Fe-Cr-C或Fe-Cr-B-C系鐵基堆焊合金中以M7C3，M23C6或M2B等硬質(zhì)相作為耐磨骨架，初生M7C3一般為中空的六角柱狀形，六角截面的尺寸一般在30～100μm之間，這類硬質(zhì)相其脆性大，在形成過(guò)程中容易發(fā)生硬質(zhì)相本身斷裂，且在磨損過(guò)程中易在界面處開(kāi)裂[2]；初生M2B同樣為粗大的四邊形，尺寸也在十幾微米到幾十微米之間，這種粗大的硬質(zhì)相合金同樣容易在硬質(zhì)相與基體的界面處形成裂紋，對(duì)合金韌性不利[3,4]。為了提高合金韌性，以較細(xì)小的MC型碳化物增強(qiáng)堆焊合金備受關(guān)注，而這種MC型碳化物尺寸一般在幾微米到十幾微米之間，可避免合金在磨損過(guò)程中出現(xiàn)開(kāi)裂行為[5]。

近年來(lái)，由于原位合成增強(qiáng)硬質(zhì)相具有熱力學(xué)穩(wěn)定、尺寸細(xì)小、分布均勻、界面潔凈與基體結(jié)合良好等特點(diǎn)[6-8]，原位合成鐵基復(fù)合材料成為研究的熱點(diǎn)。在堆焊合金中，碳化鈮尺寸較為細(xì)小，一般為幾微米，由于碳化鈮具有較高的硬度，可以在不嚴(yán)重?fù)p失合金硬度的前提下，對(duì)提高合金韌性有重要作用[9]，如果能形成更細(xì)小球狀的碳化鈮，有利于減小界面處的應(yīng)力集中，降低界面處開(kāi)裂的幾率，對(duì)改善合金性能有重要意義。等離子弧轉(zhuǎn)移弧焊電弧能量密度大、溫度高，焊接冷卻速率較高，本工作采用等離子熔覆合金粉末，制備出具有亞微米尺寸碳化鈮的Fe-Cr-B-C-Nb熔覆層，研究含亞微米碳化鈮對(duì)合金性能的影響，探討不同尺寸硬質(zhì)相對(duì)合金組織與性能的影響，并與市售常用Fe-Cr-C耐磨堆焊合金進(jìn)行對(duì)比實(shí)驗(yàn)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)方案

設(shè)計(jì)Fe-Cr-B-C-Nb合金體系，采用PTA制備出含超細(xì)碳化鈮的Fe-Cr-B-C-Nb合金，通過(guò)調(diào)節(jié)合金元素設(shè)計(jì)4組Fe-Cr-B-C合金，并與常規(guī)的Fe-Cr-C堆焊合金對(duì)比。研究不同尺寸、種類硬質(zhì)相對(duì)Fe-Cr-B-C-Nb熔覆層組織與性能的影響。堆焊合金熔覆金屬名義成分如表1所示，5#合金為市售常用的Fe-Cr-C堆焊合金。

表1 堆焊合金熔覆金屬名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用等離子轉(zhuǎn)移弧在Q235鋼上熔覆上述5組合金粉末。非轉(zhuǎn)移弧電壓為18～21V，非轉(zhuǎn)移弧電流為58～63A，轉(zhuǎn)移弧電壓為29～32V，轉(zhuǎn)移弧電流為95～125A，離子氣流量為220～280L/h，送粉氣流量為260～340L/h，保護(hù)氣流量為360～450L/h，熔覆速率為25～30mm/min，焊槍擺幅為25～30mm，噴距為10～15mm。

試樣經(jīng)堆焊層沿垂直堆焊方向切割而成，尺寸為15mm×15mm×10mm，經(jīng)磨光、拋光、腐蝕，采用S-3400N掃描電鏡觀察組織。在HR-150D型洛氏硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試，每個(gè)試樣測(cè)5點(diǎn)，取平均值。

磨粒磨損試驗(yàn)在MLS-225型濕式橡膠輪磨粒磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，橡膠輪直徑176mm，轉(zhuǎn)速240r/min，橡膠輪硬度60(邵爾硬度)，載荷為100N，磨料為40～70目石英砂，砂漿比例為1500g砂加1000g水。先預(yù)磨1000轉(zhuǎn)，然后記錄磨損前試樣的質(zhì)量，再經(jīng)過(guò)4000轉(zhuǎn)的精磨。取3個(gè)試樣的平均失重值為磨損量。用無(wú)水乙醇清洗后在S-3400N型掃描電鏡下觀察形貌并進(jìn)行能譜分析。

熔覆層沖擊試驗(yàn)采用自制落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)，如圖1(a)所示，沖頭質(zhì)量為10kg，沖頭尖角171°，沖擊高度可調(diào)，最大沖擊功為80J，根據(jù)圖1(b)所示調(diào)節(jié)高度計(jì)算沖擊功。實(shí)驗(yàn)樣品尺寸為57mm×25.5mm×6mm，試樣沖擊后的壓痕如圖1(c)所示，沖擊壓痕截面寬l，壓痕深度h，根據(jù)式(1)計(jì)算θ表征沖擊韌性。

(1)

式中：θ為壓痕角度；d為截面壓痕深度；l為壓痕截面寬。

圖1 落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)示意圖 (a)落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)；(b)沖擊原理； (c)沖擊壓痕截面Fig.1 Schematic diagram of impact testing machine (a)impact test machine；(b)impact principle； (c)impact mark section

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織及宏觀硬度分析

圖2是5組合金的掃描電鏡顯微組織，圖3為1#～4#合金的XRD分析結(jié)果。結(jié)合圖2,3可以看出1#～4#合金的顯微組織中硬質(zhì)相主要為超細(xì)碳化鈮、硼化物或其兩者共存，其分布在奧氏體+鐵素體基體上。圖中細(xì)小的白色相為NbC，彌散的分布在基體上，測(cè)量NbC平均尺寸約為500nm。1#堆焊合金(圖2(a))硬質(zhì)相僅為超細(xì)碳化鈮，碳化鈮分布在奧氏體晶界和晶內(nèi)。隨著合金中添加B元素，2#和3#合金中形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的共晶硼化物，由XRD圖(圖3)可知共晶硼化物主要包括Fe23(B,C)6，F(xiàn)e3(B,C)和M2B，分布在原奧氏體晶界處，如圖2(b)，2(c)。隨著B(niǎo)含量增加到超過(guò)共晶點(diǎn)3.8%時(shí)，4#合金中形成了粗大的初生Fe2B，且硼化物數(shù)量急劇增加，基體所占的比例明顯減少，如圖2(d)所示。圖2(e)為Fe-Cr-C堆焊合金顯微組織，圖中粗大的六方相為Cr7C3，尺寸約為30～50μm，基體組織為馬氏體+共晶碳化物。

圖2 5組堆焊合金熔覆金屬顯微組織(BSE) (a)1#超細(xì)碳化鈮；(b)2#共晶硼化物；(c)3#碳化鈮+共晶硼化物；(d)4#碳化鈮+粗大Fe2B；(e) 5#碳化鉻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

圖3 4組不同硬質(zhì)Fe-Cr-B-C合金X射線衍射分析Fig.3 X-ray diffraction pattern analysis of the four Fe-Cr-B-C alloys

圖4為5組合金的宏觀硬度圖，由圖看出僅含超細(xì)碳化鈮硬質(zhì)相的1#合金硬度僅為46HRC，這是由于高硬度碳化鈮尺寸很小，表現(xiàn)在宏觀硬度上效果不明顯。當(dāng)合金中添加B元素，2#合金中形成網(wǎng)狀硼化物硬質(zhì)相，大量的高硬度網(wǎng)狀硼化物在基體晶界析出，使合金宏觀硬度增加到57HRC。隨著3#合金中形成超細(xì)碳化鈮和網(wǎng)狀硼化物硬質(zhì)相，基體晶界處的共晶網(wǎng)狀硼化物和晶界、晶內(nèi)的高硬度碳化鈮雙重效果使合金的宏觀硬度增加到61HRC。當(dāng)B含量超過(guò)共晶點(diǎn)3.8%時(shí)，4#合金中硼化物數(shù)量急劇增加，且形成粗大的初生Fe2B，合金宏觀硬度明顯增加，高達(dá)65HRC。

圖4 5組合金熔覆金屬硬度值Fig.4 Hardness resistance of the five Fe-Cr-B-C-Nb alloys

2.2 耐磨粒磨損性能分析

表2為5組合金熔覆金屬磨損失重量和相對(duì)耐磨性，由表可看出，不同合金的磨損失重量有明顯差異。Fe-Cr-C耐磨合金具有較好的耐磨性和較高的性價(jià)比被廣泛使用，但由于其粗大的M7C3在磨損過(guò)程中易開(kāi)裂剝落，導(dǎo)致其使用壽命較短，且在沖擊工況下應(yīng)用效果欠佳[10]。隨著合金中含不同種類硬質(zhì)相，合金相對(duì)耐磨性不斷增加，含超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物的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#合金相對(duì)耐磨性達(dá)到高鉻鑄鐵的4.3倍。

表2 5組合金熔覆金屬磨損失重量和相對(duì)耐磨性

圖5為5組合金磨損形貌SEM圖，由圖可以看出，合金磨損表面主要為犁溝狀切削痕和少量的剝落坑，這表明合金的磨損機(jī)制主要為塑性變形[11]。如圖5(a)所示1#合金由于合金硬度很低，阻礙磨料刺入合金表面的能力下降，磨損劃痕較深，較寬，如圖中B處所示。合金表面有些經(jīng)磨料切削一次性脫落形成犁溝(B處)，有些表面經(jīng)反復(fù)磨損碾壓脫離表面形成圖中A處形貌。但含有超細(xì)碳化鈮硬質(zhì)相的合金在磨損過(guò)程中與基體結(jié)合良好，沒(méi)有出現(xiàn)開(kāi)裂剝落現(xiàn)象，一定程度上降低了合金磨損失重量，其耐磨性為高鉻鑄鐵的1.7倍。2#合金中形成網(wǎng)狀的硼化物硬質(zhì)相，將基體分割，可以很好的作為耐磨骨架保護(hù)基體，且合金硬度增加，阻礙磨料刺入合金表面的能力增加，導(dǎo)致合金劃痕深度、寬度都明顯減小，使耐磨性增加(如圖5(b)所示)。當(dāng)3#合金中含有超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物時(shí)，合金硬度增加到61HRC，磨料更難刺入，合金表面形成較淺的犁溝，且磨損劃痕變淺、變少，如圖5(c)中箭頭處的白色相為碳化鈮，劃痕經(jīng)過(guò)碳化鈮時(shí)寬度有所變窄，且碳化鈮在磨損過(guò)程中，沒(méi)有出現(xiàn)開(kāi)裂剝落現(xiàn)象，由于碳化鈮和網(wǎng)狀的硼化物的雙重保護(hù)，合金失重量顯著減小，耐磨性達(dá)到高鉻鑄鐵的4倍多。當(dāng)4#合金形成了粗大的Fe2B相以及大量的硼化物，合金硬度進(jìn)一步增加到65HRC，高硬度合金使磨料難以刺入合金形成切削，磨損劃痕顯著變淺、變窄，但是粗大的Fe2B脆性相在磨損過(guò)程中出現(xiàn)開(kāi)裂剝落，如圖5(d)中箭頭所示，合金失重量沒(méi)有明顯減小，合金耐磨性沒(méi)有明顯改善。圖5(e)為Fe-Cr-C合金磨損形貌，由于合金硬度偏低，相對(duì)來(lái)說(shuō)磨粒刺入和切削阻力較小，切削犁溝較深，粗大的M7C3可以阻礙磨粒的切削，如圖5(e)中A處，劃痕經(jīng)過(guò)M7C3時(shí)發(fā)生間斷，但這種脆性相與Fe2B類似，在磨損過(guò)程中也容易在截面處萌生裂紋，隨著磨損的進(jìn)行，逐漸剝落(圖5(e)B處)，導(dǎo)致磨損失重量較大。

圖5 5組合金熔覆金屬磨損后形貌SEM圖 (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#

2.3 沖擊變形能力分析

為研究不同硬質(zhì)相對(duì)合金沖擊變形能力的影響，采用自制沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)，沖擊功選擇5J，沖擊后通過(guò)掃描電鏡觀察測(cè)量沖擊角。表3為不同合金的沖擊角，由表可看出不同硬質(zhì)相合金沖擊角顯著不同，這說(shuō)明含不同種類硬質(zhì)相合金沖擊變形能力顯著不同。

表3 五組合金熔覆金屬?zèng)_擊角θ

圖6為5組合金熔覆金屬?zèng)_擊壓痕截面SEM圖，由圖可以看出，不同硬質(zhì)相合金的沖擊變形區(qū)域有明顯變化，并且沖擊后開(kāi)裂程度不同。1#合金由于硬度較低，沖擊變形區(qū)域較大，沖擊角最大，合金沒(méi)有出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象，說(shuō)明1#合金沖擊變形能力很好。2#合金隨著硬度的增加，沖擊角減小，合金中可能由于形成網(wǎng)狀硼化物而對(duì)其韌性不利，合金出現(xiàn)少許裂紋。3#合金沖擊角增大，且沖擊后合金沒(méi)有明顯的裂紋，合金具有良好的抗裂性，雖然網(wǎng)狀的硼化物對(duì)合金韌性不利，但彌散分布的細(xì)小碳化鈮有助于改善合金韌性。當(dāng)4#合金中形成粗大的Fe2B脆性相時(shí)，合金的高硬度使合金沖擊變形能力變差，沖擊角減小為14.3°，由于粗大的脆性相Fe2B導(dǎo)致合金韌性變差，沖擊后合金開(kāi)裂相當(dāng)嚴(yán)重，部分出現(xiàn)剝落現(xiàn)象。含有粗大M7C3的Fe-Cr-C合金沖擊變形區(qū)域較小，沖擊后開(kāi)裂嚴(yán)重，說(shuō)明高鉻鑄鐵的沖擊變形能力較差。由此可見(jiàn)，不同硬質(zhì)相對(duì)合金沖擊變形能力有重要的影響，粗大的硬質(zhì)相使合金沖擊變形能力變差，細(xì)小硬質(zhì)相對(duì)合金沖擊變形能力有利。

圖6 5組合金熔覆金屬?zèng)_擊壓痕深度SEM圖 (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#

為探討不同硬質(zhì)相對(duì)合金沖擊變形能力的影響機(jī)制，對(duì)沖擊后開(kāi)裂的試樣進(jìn)行SEM分析，取裂紋周圍的區(qū)域觀察裂紋的分布及擴(kuò)展區(qū)域。圖7為3#，4#和5#合金裂紋SEM圖。圖7(a)為Fe-Cr-C合金沖擊區(qū)的SEM圖，圖中大塊的暗色相為M7C3，由圖可看到?jīng)_擊后裂紋主要在M7C3硬質(zhì)相內(nèi)以及與基體界面處形成，如圖箭頭處所示，這是由于粗大的脆性相M7C3與基體結(jié)合較差，在沖擊過(guò)程中，界面處易萌生裂紋，在沖擊力的作用下，裂紋不斷沿界面擴(kuò)展開(kāi)裂，由于M7C3脆性較大，部分裂紋穿過(guò)M7C3形成，在不斷沖擊過(guò)程中發(fā)生斷裂，這些開(kāi)裂導(dǎo)致了高鉻鑄鐵耐沖擊性較差。3#合金沖擊開(kāi)裂區(qū)域如圖7(b)所示，細(xì)小白色相為碳化鈮，沖擊后裂紋主要出現(xiàn)在基體組織中，由于細(xì)小的碳化鈮和基體結(jié)合良好，在界面處沒(méi)有出現(xiàn)裂紋，在沖擊過(guò)程中，部分裂紋在碳化鈮內(nèi)萌生，但沒(méi)有繼續(xù)擴(kuò)展，部分裂紋擴(kuò)展到碳化鈮處停止，如圖中箭頭處所示，這說(shuō)明碳化鈮對(duì)裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展有一定的阻礙作用，這在一定程度上有利于合金的抗裂性，較含粗大M7C3的Fe-Cr-C合金具有更好的耐沖擊性。圖7(c)為4#合金受沖擊后的SEM圖，合金中大塊深色相為Fe2B，細(xì)小的白色相為碳化鈮，經(jīng)沖擊后裂紋易出現(xiàn)在粗大的Fe2B界面處，如圖中Fe2B箭頭處，在Fe2B界面處萌生裂紋沿晶界或晶內(nèi)擴(kuò)展。而裂紋擴(kuò)展到碳化鈮時(shí)，裂紋截止消失，如圖中NbC箭頭處。由此可見(jiàn)，粗大的M7C3和Fe2B由于其脆性較大，容易在其界面處開(kāi)裂導(dǎo)致合金的沖擊變形能力較差，超細(xì)的碳化鈮可一定程度阻礙裂紋的萌生和擴(kuò)展，有利于合金的抗沖擊能力。

圖7 3組合金熔覆金屬?zèng)_擊裂紋SEM圖 (a)5#；(b)3#；(c)4#Fig.7 SEM morphology of crack of three alloys after impaction (a)5#；(b)3#；(c)4#

2.4 討論

耐磨合金硬度和韌性往往是兩個(gè)相互矛盾的性能指標(biāo)，在耐磨材料的設(shè)計(jì)過(guò)程中，只能平衡這兩者，針對(duì)工況設(shè)計(jì)相應(yīng)的耐磨材料。由上述研究可知超細(xì)硬質(zhì)相有利于改善合金韌性，抵抗磨料切削的能力不如粗大的硬質(zhì)相，而粗大硬質(zhì)相由于其易開(kāi)裂，導(dǎo)致磨損時(shí)剝落和沖擊時(shí)開(kāi)裂使得合金韌性較差。1#合金由于其組織為超細(xì)碳化鈮+韌性優(yōu)良的奧氏體基體，合金硬度較低，但其具有很好的韌性，這種材料適合于沖擊嚴(yán)重的磨損工況；4#合金由于含有粗大的Fe2B和大量的碳化鈮，合金硬度很高，但其韌性很差，經(jīng)沖擊后出現(xiàn)嚴(yán)重開(kāi)裂，這類合金適用于低應(yīng)力磨損工況，F(xiàn)e-Cr-C合金同樣如此；而3#合金含有超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物硬質(zhì)相，不僅具有較高的硬度，且超細(xì)碳化鈮使合金具有較好的耐沖擊性，平衡了硬度和韌性這兩個(gè)矛盾因素，這種材料具有廣泛的應(yīng)用前景。

3 結(jié)論

(1)不同硬質(zhì)相的Fe-Cr-B-C-Nb合金的宏觀硬度具有顯著的差異。僅含有碳化鈮硬質(zhì)相的合金硬度較低；當(dāng)合金中含有超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物時(shí)，合金的硬度達(dá)到61HRC；合金中形成粗大Fe2B，合金硬度達(dá)65HRC。

(2)不同硬質(zhì)相的Fe-Cr-B-C-Nb合金耐磨性也顯著不同。隨著合金中分別形成超細(xì)碳化鈮和硼化物，合金耐磨性不斷增加，當(dāng)合金中含有超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物時(shí)，合金的耐磨性為Fe-Cr-C的4倍多；合金中形成粗大Fe2B無(wú)異于提高合金耐磨性。

(3)不同硬質(zhì)相的Fe-Cr-B-C-Nb合金沖擊變形能力顯著不同。含粗大M7C3和Fe2B的合金沖擊變形能力較差；細(xì)小硬質(zhì)相的合金有助于提高合金的沖擊變形能力，僅含超細(xì)碳化鈮的合金耐沖擊變形能力最好，含有超細(xì)碳化鈮和共晶硼化物的合金具有良好的抗沖擊能力。

[1] BUCHELY M F, GUTIERREZ J C, LEON L M, et al. The effect of microstructure on abrasive wear of hardfacing alloys[J]. Wear, 2005, 259:52-61.

[2] FAN Chieh, CHEN Ming-che, CHANG Chia-ming, et al. Microstructure change caused by (Cr, Fe)23C6carbides in high chromium Fe-Cr-C hardfacing alloys[J]. Surface & Coatings Technology, 2006,201:908-912.

[3] 龔建勛,李煌,肖逸鋒，等. Fe-C-Cr-V-B系高鉻堆焊合金的顯微組織及耐磨性[J].材料工程,2009,(5):22-26.

GONG Jian-xun, LI Huang, XIAO Yi-feng, et al. Microstructure and wear resistance of Fe-C-Cr-V-B high-chromium hardfacing alloys[J]. Journal of Materials Engineering, 2009,(5):22-26.

[4] 匡加才,符寒光,葉昌，等.改善Fe-B-C合金韌性的研究[J]. 四川大學(xué)學(xué)報(bào)：工程科學(xué)版,2006, 38(4):105-109.

KUANG Jia-cai, FU Han-guang, YE Chang, et al. Study on improving the toughness of Fe-B-C alloy[J]. Journal of Sichuan University：Engineering Science Edition, 2006, 38(4):105-109.

[5] KATSICHA C, BADISCHA E, MANISH R, et al. Erosive wear of hardfaced Fe-Cr-C alloys at elevated temperature[J]. Wear, 2009,267:1856-1864.

[6] TJONG S C, MA Z Y. Microstructural and mechanical characteristics of in situ metal matrix composites[J]. Mater Sci Eng R, 2000, (29):49-113.

[7] 武曉雷, 陳光南. 激光形成原位TiC-顆粒增強(qiáng)涂層的組織與性能[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1998, 34(12): 1284-1288.

WU Xiao-lei, CHEN Guang-nan. Microstructural characteristics and wear properties of in situ formed TiC particle reinforced coatings by laser cladding[J]. Acta Metallurgica Sinica, 1998, 34(12):1284-1288.

[8] CUI C Y, GUO Z X, WANG H Y, et al. In situ TiC particles reinforced grey cast iron composite fabricated by laser cladding of Ni-Ti-C system[J].Journal of Materials Processing Technology, 2007,183:380-385.

[9] BRANAGAN D J, MARSHALL M C, MEACHAM B E. High toughness high hardness iron based PTAW weld materials[J]. Materials Science and Engineering A, 2006,428:116-123.

[10] CORREA E O, ALCANTARA N G, TECCO D G, et al. The relationship between the microstructure and abrasive resistance of a hardfacing alloy in the Fe-Cr-C-Nb-V system[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, 38:1671-1680.

[11] 邵荷生,張清.金屬的磨料磨損與耐磨材料[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,1988.

SHAO He-sheng, ZHANG Qing. Metal Abrasive Wear and Wear Resistant Materials[M].Beijing: China Machine Press,1988.

Microstructure and Properties of Plasma Cladding Fe-based Wear-resisting Alloy Containing Submicron NbC

WANG Zhi-hui1，ZHAO Xue-fei1，HE Ding-yong1，JIANG Jian-min1，ZHAO Qiu-ying2，LIU Fei1

(1 College of Materials Science and Engineering, Beijing University of Technology, Beijing 100124,China 2 Mechanical Engineering Postdoctoral Research Station, Beijing University of Technology, Beijing 100124,China)

Fe-Cr-B-C-Nb cladding layer containing submicron NbC were prepared by PTA on Q235 steel, a series of alloys containing superfine NbC, eutectic boride, NbC + eutectic boride, NbC+primary Fe2B hardphase were designed respectively to study the effect of hardphase of different size on microstructure and properties of Fe-Cr-B-C-Nb cladding layer, and compared with the Fe-Cr-C hardfacing alloy in market. The results show that the fine hardphase can conduce to improve the impact resistance and the wear resistance of the alloy containing submicron NbC and eutectic boride is 4 times more than that of Fe-Cr-C, and the impact resistance is better than that of Fe-Cr-C.

NbC；plasma cladding；submicron；impact resistance

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.07.013

TG174.442

A

1001-4381(2015)07-0073-07

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51275010);北京市教育委員會(huì)資助項(xiàng)目(PXM2013_014204_07_000271)

2013-08-29 ；

2014-10-16

王智慧(1956-)，男，教授，碩士，主要從事異種鋼焊接接頭的研究和金屬表面強(qiáng)化研究，聯(lián)系地址：北京朝陽(yáng)區(qū)平樂(lè)園100號(hào),北京工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(100124)，E-mail: zhwang@bjut.edu.cn