改性Fe-Cr-B堆焊材料，涉及一种堆焊材料。针对现有技术存在的问题，本发明专利技术的改性Fe-Cr-B堆焊材料，在Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金材料中添加质量百分含量为0.1～2%的纳米B改性剂。本发明专利技术的改性Fe-Cr-B堆焊材料具有如下优点：堆焊合金为过共晶组织，主要由基体α-Fe，初生碳化物Cr7C3，共晶碳化物Fe7C3，还有少量的(Cr,Fe)7C3初生碳化物组成；纳米B改性剂的加入，细化了初生碳化物，由粗大板条状向团块状变化，改变了碳化物的生长方向性；当加入0.65%的改性剂时，碳化物形态开始明显变化，晶粒细小，组织均匀，堆焊层具有良好的组织形态。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术涉及一种堆焊材料。
技术介绍
虽然现行的堆焊材料发展较快，但在实际应用方面还存在很大的不足之处，比如， 国外用于耐热、耐磨的堆焊材料绝大多数是钴基合金，但是我国钴资源缺乏，并且钴基堆焊材料在焊接时有裂纹倾向；铁基堆焊材料价格便宜，但是从目前其应用情况来看，存在着耐腐蚀性差、抗裂能力低等不足之处；此外目前应用的堆焊材料的一个突出问题是，没有将堆焊材料的加工性能与耐磨性能有机的结合起来，存在硬度较高而加工困难，或是加工容易但是耐磨性不好的问题。
技术实现思路
针对现有技术存在的问题，本专利技术提供一种改性Fe-Cr-B堆焊材料，在Fe-Cr-C中增加纳米B改性剂,使得Fe-Cr-C堆焊材料的力学性能、硬度及耐磨等性能增加。本专利技术的改性Fe-Cr-B堆焊材料在Fe-Cr-C系高碳耐磨堆焊合金材料中添加质量百分含量为O. I 2%的纳米B改性剂。耐磨堆焊层含有较高的碳和铬，为过共晶成分，形成大量粗大的硬质初生碳化物， 提高了堆焊层的硬度，但是粗大的碳化物割裂了基体，硬质相得不到塑性较好的基体的支撑，易产生开裂破碎及剥落。高铬铸铁裂纹源主要来自各类夹杂物及基体与碳化物的相界面，且裂纹易沿碳化物与基体的界面扩展，因此碳化物的形态，大小和分布对堆焊层的力学性能有很大影响。纳米B改性剂能改善堆焊层组织和性能的原因有(I)由于颗粒尺寸小，表面能高，表面原子具有高的反应活性，与堆焊合金中的0，S较易亲和，净化了铁液，因而在结晶时避免了初生相的有方向性的生长，避免了晶粒粗大；(2)纳米B改性粒子会吸附在碳化物和铁素体晶粒生长的前沿，在碳化物的不同晶面上进行选择性吸附，优先吸附在位能较高及生长较快的晶面上，降低了碳化物在择优长大方向的长大速度，使碳化物由长条状有方向性的生长向短条状、团块状无方向性排列转化；(3)纳米B改性粒子为非碳化物形成元素，在凝固过程中通过溶质元素再分配而富集在碳化物结晶前沿的液体中，提高了碳化物的形核率。加入适当含量的纳米B改性剂，一方面可以改善初生碳化物的形态和分布，提高硬度，另一方面，可以改善基体和共晶碳化物的界面能，使二者结合性增强，从而进一步提高了裂纹萌生与扩展的抗力，使抗磨损、抗剥落性能提高。本专利技术的改性Fe-Cr-B堆焊材料具有如下优点(I)堆焊合金为过共晶组织，主要由基体α -Fe，初生碳化物Cr 7C3，共晶碳化物Fe 7C3， 还有少量的(Cr, Fe) 7C3初生碳化物组成。(2)纳米B改性剂的加入，细化了初生碳化物，由粗大板条状向团块状变化，改变了碳化物的生长方向性；当加入O. 65%的改性剂时，碳化物形态开始明显变化，晶粒细小， 组织均匀，堆焊层具有良好的组织形态。(3)纳米B改性剂的加入使堆焊层的表面硬度提高，随着改性剂含量的增加，硬度先升高，在O. 65%处下降，之后稳步上升，在I. 5%时硬度最高达HV 1011。堆焊层断裂韧性在O. 65%时最高。附图说明图I为加入不同含量改性剂后的堆焊层X射线衍射结果；图2为加入I. 5%改性剂后的堆焊层显微组织扫描照片；图3为加入I. 0%改性剂后的堆焊层显微组织扫描照片；图4为加入O. 65%改性剂后的堆焊层显微组织扫描照片；图5为加入O. 5%改性剂后的堆焊层显微组织扫描照片；图6为未加入改性剂的堆焊层显微组织扫描照片；图7为五种试样在90 冲蚀角下冲蚀5min的失重率；图8为载荷为5N时五种试样的磨损率。具体实施例方式具体实施方式一本实施方式选用(Fe-Cr-B)耐磨堆焊焊条，加入不同含量的纳米B改性剂制成堆焊焊条，焊条成分及改性剂含量如表I、表2。采用原始焊条成型方法，即用焊条涂压机压制而成。表1D-Fe05 (Fe_Cr_B)耐磨堆焊焊条的化学成分(质量分数，％)FeCrNiCBSi33. 5-3948-522-35-6. 53-43-4表2焊条中加入纳米B改性剂的含量(质量分数，%)编号I号2号3号4号5号改性剂含量I. 5IO. 65O. 5O按GB984-85标准制备堆焊层试样。母材选普通5块45#钢、尺寸为100X 50X 20 (mm)， 使用改性1#、改性2#、改性3#、改性4#、原始5#分别在5块45#钢上堆焊，采用3层6道方式，表面焊道长度不小于70mm。焊后线切割制成10 X 10 X 10 (mm)和15 X 15 X 5 (mm)标准试样已备检测用。一、XRD试验物相分析在日本理学电机D/max- III B型X射线衍射仪上进行。在 40KV的加速电压和50A的电流下，采用CuKa靶辐射，以50/min的速度扫描，粉末样品，收集范围2 Θ 10° 65。。图I为加入不同含量改性剂后的堆焊层X射线衍射结果，从图中可看出堆焊层的相组成为M7C3型碳化物(Cr7C3, Fe7C3),基体a-Fe，硼化物(Fe2B, Cr2B)。改性剂的加入对碳化物的类型影响不大，而对Cr7C3的生长方向有影响，随着改性剂含量的增加，衍射角为 42. 56。的(202)晶面的峰相对强度逐渐减弱，44. 20。处(024)的峰逐渐增强，当加入O. 5% 的改性剂时，出现了 Cr2B,其它添加量下Cr2B的衍射峰较弱。二、SEM电镜扫描米用S4700型号日立公司扫描电镜分析仪器,并将试样在真空 10_3 10_5条件下进行镀金处理5min，在金属薄膜作为衬底材料对复合薄膜的表面形貌进4行观测。采用的放大倍数为800倍，并对式样进行能谱分析。图2 图6为堆焊层的扫描照片，可看出堆焊层的粗大的初生碳化物和共晶碳化物都是不连续的。初生碳化物中间都有孔洞，这是初生碳化物体积凝固时初始形成的六角形外壳包围着过共晶的液体金属，随着初生碳化物的不断长大，六角形外壳不断增厚，液体金属到达共晶成分最后凝固形成共晶成分组织及缩孔，初生碳化物基本垂直于耐磨面生长，这种位向有利于耐磨性的提高。未加改性剂时，初生碳化物粗大，形状接近六角形，并且具有一定的方向性，共晶碳化物呈短杆状，如图6所示。加入O. 5%的改性剂后，碳化物的形态没有明显变化，仍为比较粗大的板条状，如图5所示。加入O. 65%的改性剂后，初生碳化物变成不规则的团块状，这是由于纳米B改性剂的加入，增加了形核核心，改变了初生碳化物的生长方向性；初生碳化物中间孔洞增多，变得细小；共晶碳化物的数量减少，由短杆状变成颗粒状，如图4所示。加入I. 0%的纳米B改性剂后，初生碳化物的团块更加细小均匀， 分布较密，形状变得不规则，中心孔洞减少，共晶碳化物的数量进一步减少，如图3所示。加入I. 5%的改性剂后，初生碳化物形状变得规则，共晶碳化物数量增多，颗粒较大，如图2所/Jn ο三、采用HT-1000高温摩擦磨损试验机进行磨损试验，将Fe-Cr-B堆焊合金制成的下试样与GCrl5钢球进行对磨。钢磨球采用Φ4的GCrl5的轴承钢球，将加与未加纳米B 改性剂的Fe-Cr-B合金耐磨堆焊层分别制成15X 15X 5mm的下试样。在试验中施加固定载荷为5N和15N,磨损试验中下试样转速为400r/min和800r/min,磨损时间为20min分别进行磨损试验，磨损过程中通过传感器记录摩擦系数与磨盘转数或运行时间的关系。其中磨损过程的外界条件为环境湿度35%，环境温度为25°C。试样准备磨损试样都要本文档来自技高网...
【技术保护点】
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：王铀，鞠春华，
申请(专利权)人：哈尔滨工业大学，
类型：发明
国别省市：
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