田 野，符寒光

（北京工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124）

斷裂、腐蝕和磨損是常見的材料破壞形式，其中，材料磨損是引起設(shè)備失效或材料破壞的重要原因，普遍存在于冶金、電力、建材、機(jī)械以及航空等工業(yè)部門，造成大量的經(jīng)濟(jì)損失，因此，國(guó)內(nèi)外學(xué)者致力于研究和發(fā)展新型耐磨材料，減少由金屬磨損帶來的經(jīng)濟(jì)損失[1～3]?，F(xiàn)在各國(guó)普遍使用的耐磨材料主要有：低合金耐磨鋼、耐磨錳鋼和耐磨白口鑄鐵等，它們都有各自的特點(diǎn)[4]。低合金耐磨鋼的強(qiáng)韌性、抗磨性較好，且生產(chǎn)成本低，有一定的發(fā)展前景。目前，應(yīng)用最普遍的耐磨材料是耐磨錳鋼，其中高錳鋼具有屈服強(qiáng)度低的特點(diǎn)，高錳鋼工件在使用中易變形，在強(qiáng)烈沖擊工況下可產(chǎn)生加工硬化，從而具有良好的耐磨性[5,6]。近年來，耐磨白口鑄鐵的發(fā)展經(jīng)歷了從普通白口鑄鐵階段、鎳硬鑄鐵階段、到高鉻白口鑄鐵階段的變化，國(guó)內(nèi)外研究者又開發(fā)了釩系白口鑄鐵、錳系白口鑄鐵和鎢系白口鑄鐵等，其中，高鉻白口鑄鐵得到最為廣泛的應(yīng)用，已被英、美、德、日、俄和中國(guó)等國(guó)家列入國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)，并在其成分、組織和性能的研究工作中取得了一些進(jìn)展[7~10]。但是Cr、Ni和Mo等合金元素在高鉻白口鑄鐵中的含量較高，使其生產(chǎn)成本提高，開發(fā)生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)單、生產(chǎn)成本低的耐磨材料，并且使之滿足強(qiáng)度高，韌性、淬透性和淬硬性好的使用條件，是發(fā)展抗磨白口鑄鐵的當(dāng)務(wù)之急。

近年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)高硼鐵基合金展開了一系列的研究工作，研究?jī)?nèi)容包括高硼鐵基合金的顯微組織與物相組成、耐磨性與力學(xué)性質(zhì)，以及變質(zhì)處理等方面[11~15]。20世紀(jì)90年代初，澳大利亞Queensland大學(xué)材料系的研究人員Lakeland發(fā)明了Fe-Cr-B合金[16]。由于碳在鐵中的固溶度較高，而硼在α-Fe和γ-Fe中的溶解度很小，大部分加入鐵中的硼元素會(huì)以硼化物的形式存在，因此，他認(rèn)為可通過控制加入合金中的硼元素含量，實(shí)現(xiàn)控制硼化物硬質(zhì)相的體積分?jǐn)?shù)，以及通過控制加入合金中的碳元素含量，來控制基體的性能，經(jīng)過一系列實(shí)驗(yàn)，Lakeland得到了較為優(yōu)秀的Fe-Cr-B合金化學(xué)成分。作為在含硼高鉻鑄鐵和高鉻鑄鋼基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一種合金，F(xiàn)e-Cr-B合金比常用的高鉻白口鑄鐵具有更好的淬硬性和淬透性[17,18]。

為促進(jìn)Fe-Cr-B耐磨合金在我國(guó)工業(yè)中的廣泛應(yīng)用，使其在磨料磨損工況下取代目前廣泛使用的鋼鐵耐磨材料，現(xiàn)將目前對(duì)Fe-Cr-B合金的組織與性能研究的進(jìn)展進(jìn)行總結(jié)，并進(jìn)一步分析其發(fā)展趨勢(shì)，可以為這種耐磨合金材料的研發(fā)和應(yīng)用提供參考。

表1 Fe-Cr-B合金的化學(xué)成分變化范圍 ωB/%

1 Fe-Cr-B合金的成分設(shè)計(jì)和組織特點(diǎn)

在非平衡條件下 (即真實(shí)條件下)，Christodoulou和Calos[19]建立的統(tǒng)計(jì)模型表明：Fe-Cr-B合金凝固過程中，液相先結(jié)晶成基體相，剩余物質(zhì)會(huì)以共晶形式凝固?；诮y(tǒng)計(jì)模型的結(jié)論，他們對(duì)合金基體的化學(xué)成分和共晶相種類進(jìn)行預(yù)測(cè)，得到的成分變化如表1[19]所示。將鑄態(tài)Fe-Cr-B合金在1050℃下保溫2h，空冷后，分析其物相組成，Christodoulou等[19]發(fā)現(xiàn)Fe-Cr-B合金的相組成，主要有（Fe,Cr）2B、（Fe,Cr）3（C,B）、（Fe,Cr）5（C,B）2、（Fe,Cr）7（C,B）3、（Fe,Cr）23（C,B）6和馬氏體，還發(fā)現(xiàn)有少量的殘余奧氏體。

郭長(zhǎng)慶[20]等也對(duì)Fe-Cr-B合金的成分設(shè)計(jì)特點(diǎn)和顯微組織進(jìn)行了一系列的研究，發(fā)現(xiàn)Fe-Cr-B合金的硼含量較高，通常情況下其成分的特點(diǎn)是C≤0.6%，B≥1.2%，Cr≥10%。Fe-Cr-B合金的耐磨骨架是硬度較高的M2B共晶硼化物。合金基體中會(huì)出現(xiàn)硼元素的非平衡偏聚現(xiàn)象，分析其組織特點(diǎn)后得出：（1）網(wǎng)狀的基體和在網(wǎng)狀之間分布的共晶體共同組成了Fe-Cr-B合金的顯微組織；（2）溫度、冷卻速度、熱循環(huán)次數(shù)和奧氏體的體積分?jǐn)?shù)都會(huì)對(duì)B在Fe-Cr-B合金晶粒中向晶界或亞晶界的非平衡偏聚產(chǎn)生影響；（3）要促進(jìn)硼元素在合金晶粒中的非平衡偏聚，可以降低冷卻速度或增加熱循環(huán)次數(shù)[21]。

劉仲禮[22,23]、符寒光[24]等發(fā)現(xiàn)添加鉻和硼元素可以使部分硬質(zhì)相種類發(fā)生轉(zhuǎn)變，存在Fe2B和更為復(fù)雜的共晶化合物，因此，合金硬度可以在很大的范圍內(nèi)變化，從22HRC至62HRC，且穩(wěn)定性較高，其硬度和強(qiáng)度最終可以達(dá)到傳統(tǒng)工具鋼的水平，耐磨性優(yōu)異，并且Fe-Cr-B合金具有低硬度特性，使其更易機(jī)械加工，另外其耐熱沖擊性能良好。

郭紅星[25]等制備了Fe-Cr-B合金材料，成分設(shè)計(jì)為Fe-0.48C-12.58Cr-l.48B-0.6Si-0.5Cu-0.5Mn，采用Materials Studio計(jì)算軟件，通過第一性原理計(jì)算方法預(yù)測(cè)其硬質(zhì)相的類型、硬度和力學(xué)模量等力學(xué)性質(zhì)，結(jié)果表明，F(xiàn)e-Cr-B合金中的硬質(zhì)相是呈連續(xù)網(wǎng)狀的共晶組織；其類型為Fe2B和Fe3B型，F(xiàn)e3B的硬度、剪切模量、楊氏模量和體模量都低于Fe2B；理論上，Cr元素的加入能夠使Fe2B和Fe3B的硬度和力學(xué)模量得到提高。

王琦環(huán)[20]對(duì)Fe-Cr-B合金觀察了其顯微組織，實(shí)驗(yàn)合金的成分為Fe-0.42C-11.3Cr-l.2B-l.l6Si-0.5Cu-0.88Mo-0.66V，得出：合金基體為回火馬氏體，為呈細(xì)針狀的樹枝晶，細(xì)小、均勻的第二相顆粒彌散分布在其上，還可以在少部分晶粒的中心部位觀察到1～3粒較為粗大的硬質(zhì)顆粒，一類是呈不規(guī)則形狀的硼化物，另一類是近似球狀的碳硼化物[26]。共晶硼化物也有兩類：一類是較為粗大的M2B，呈連續(xù)不規(guī)則片狀，體心四方或體心斜方結(jié)構(gòu)[27]，M代表 Fe，Cr，V，Mo 等合金元素，M2B的體積分?jǐn)?shù)約占全部共晶硼化物的95%～98%；另一類是富鉬硼化物，呈細(xì)小的薄片狀，目前其晶體結(jié)構(gòu)還沒有被確定[20,26]。由于合金中的硬質(zhì)相對(duì)韌性起著決定性作用，因此研究Fe-Cr-B合金的組織特點(diǎn)，對(duì)于改善Fe-Cr-B合金力學(xué)性能至關(guān)重要。

2 Fe-Cr-B耐磨合金的組織與性能研究

2.1 熱處理對(duì)Fe-Cr-B合金顯微組織的影響

選擇合適的熱處理工藝，可以改善硼化物存在形態(tài)，增強(qiáng)基體韌性。符寒光[28]等研究發(fā)現(xiàn)：淬火溫度提高后，F(xiàn)e-Cr-B合金的網(wǎng)狀共晶相的斷網(wǎng)趨勢(shì)明顯，主要以M2B相斷裂為主，而碳硼化合物發(fā)生團(tuán)球化。以上熱處理工藝的研究，為Fe-Cr-B合金的加工提供了參考。研究還表明：析出碳化物顆粒數(shù)量增多和顆粒度增大，都與基體中馬氏體比例升高有關(guān)。而對(duì)Fe-Cr-B合金進(jìn)行低溫回火處理后，顯微組織變化不明顯。

杜忠澤[29]等也對(duì)Fe-Cr-B合金的鑄態(tài)組織，以及淬火工藝對(duì)合金顯微組織和硬度影響進(jìn)行了研究。合金含0.3%C、1.5%B和3.0%Cr，淬火溫度為 900、950、1000、1050 和 1100℃，保溫 1 h，采用水冷、油冷、空冷等3種冷卻方式，結(jié)果表明：鑄態(tài)組織觀察得出Fe-Cr-B合金凝固組織，包括鐵素體、珠光體、共晶硼化物和二次硼碳化合物，其中，樹枝晶基體周圍分布著網(wǎng)狀、魚骨狀的M2B硼化物。淬火后，基體向板條馬氏體轉(zhuǎn)變，淬火溫度升高，基體中隨之出現(xiàn)較小的塊狀白色含硼化合物，同時(shí)晶界硼化物向顆粒狀、塊狀轉(zhuǎn)變，且出現(xiàn)斷網(wǎng)，使脆性降低。由于淬火后的基體組織發(fā)生了由鐵素體和珠光體向高強(qiáng)韌性的板條馬氏體轉(zhuǎn)變，同時(shí)，F(xiàn)e-Cr-B合金快速冷卻發(fā)生高溫奧氏體化，可以阻止晶內(nèi)的硼原子向晶界處擴(kuò)散，形成硼在基體中的過飽和固溶體[30]，從而引起較大晶格畸變，提升合金基體的硬度。淬火溫度超過1050℃后，冷卻后的組織中會(huì)有殘余奧氏體存在，使合金硬度略微下降，這是由于硼、鉻元素在奧氏體中的固溶度增加，使高溫奧氏體更穩(wěn)定。研究淬火冷卻方式的影響，發(fā)現(xiàn)：油冷后馬氏體更細(xì)小，與空冷相比，基體韌性增強(qiáng)；并且油冷后硼化物更細(xì)小，與水冷相比，合金脆性降低；硬度值最高的冷卻方式為油冷。

郭長(zhǎng)慶[31]等也對(duì)冷卻速度對(duì)Fe-Cr-B合金顯微組織和韌性的影響進(jìn)行了研究。經(jīng)水冷、空冷和爐冷3種不同的冷卻速度處理后，采用光學(xué)顯微鏡、SEM、EDS和XRD對(duì)熱處理后的組織進(jìn)行了觀察和分析。結(jié)果表明，奧氏體化后不同的冷卻速度對(duì)基體組織的形貌沒有產(chǎn)生明顯的影響，并且，在晶界上呈連續(xù)分布的、粗大的網(wǎng)狀硼化物也只是出現(xiàn)了局部斷裂，邊緣變得更加圓整。然而，冷卻速度的變化對(duì)于基體上分布的析出相顆粒卻有著顯著的影響。隨著冷卻速度的下降，尺寸變大且數(shù)量增多的相顆粒在基體上析出，其分布變得不均勻。具體表現(xiàn)為：新析出相M23（C,B）6和M6（C,B）顆粒傾向于沿著在晶粒內(nèi)部已經(jīng)由析出相顆粒密集析出而形成的亞晶界或亞相界上優(yōu)先析出。從而，使得這些部位逐漸由一根線條擴(kuò)大為一個(gè)區(qū)域，這明顯區(qū)別于與Fe-C合金中析出相顆粒的析出規(guī)律。郭長(zhǎng)慶還指出，奧氏體化使合金韌性增強(qiáng)，與Fe-C合金不同的是：冷卻速度的提高，會(huì)使Fe-Cr-B合金的沖擊韌性小幅度增長(zhǎng)，如表2所示。

表2 奧氏體化后冷卻方式的作用對(duì)沖擊韌性αk的影響[31]J/cm2

Ma等[32]對(duì)高鉻高硼鋼的熱處理工藝進(jìn)行了研究，結(jié)果表明：950℃和1025℃的淬火處理均可使Fe-Cr-B合金獲得M7（C,B）3和M23（C,B）6二次硼碳化物。Ma等[33]還發(fā)現(xiàn)950～1100℃淬火處理也可以獲得同樣的二次硼碳化物。在此基礎(chǔ)上，華南理工大學(xué)陳維平[34]等研究了不同熱處理工藝對(duì)Fe-Cr-B合金顯微組織影響。結(jié)果表明：淬火處理后共晶硼化物的連續(xù)性隨溫度升高而降低，且在900～1050℃溫度范圍內(nèi)處理時(shí)，基體中析出的M7（C,B）3和M23（C,B）6二次硼碳化物的數(shù)量隨淬火溫度升高而減少。陳維平[34]等還研究了熱處理對(duì)Fe-Cr-B合金耐鋁液腐蝕性能的影響。鋁液對(duì)基體優(yōu)先腐蝕，使Fe2B相失去基體支撐而剝落[35]，這是因?yàn)镕e-B合金的Fe基體耐鋁液腐蝕性能較差。而加入的Cr元素會(huì)發(fā)生合金化，生成的Fe-Al金屬間化合物在鋁液與基體的腐蝕界面，引起晶格畸變，從而對(duì)Al原子向基體的擴(kuò)散產(chǎn)生一定的抑制作用[36]。研究表明[34]：經(jīng)900℃保溫1.0 h，F(xiàn)e-Cr-B合金的耐鋁液腐蝕性能達(dá)到最佳；750℃鋁液中，腐蝕時(shí)間為8.0h的實(shí)驗(yàn)條件下，經(jīng)900℃和1000℃保溫1.0h的合金，其腐蝕速率低于鑄態(tài)，分別降低了約25.1%和16.7%；基體和共晶硼化物共同影響Fe-Cr-B合金的耐鋁液腐蝕性能。熱處理不僅可以使硼碳化物在基體中沿晶界析出，還會(huì)使共晶硼化物發(fā)生斷網(wǎng)和細(xì)化，由于晶界處的析出相含Cr、Mo，可以對(duì)Al、Fe原子的互擴(kuò)散產(chǎn)生阻礙作用[35,36]，使基體的耐鋁液腐蝕性能提高。Barmak等[37]也對(duì)Fe-Cr合金在鋁液中的溶解動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了研究，F(xiàn)e-Cr在鋁液中的擴(kuò)散系數(shù)隨Cr含量的升高而減?。籆r還可以與Fe形成M2B型硼化物；Cr置換Fe原子后，使Fe2B中的弱鍵B-B鍵鍵能明顯增強(qiáng)[38]，因此提高了Fe-Cr合金在鋁液腐蝕時(shí)的抵抗剝落能力。

2.2 Fe-Cr-B堆焊合金顯微組織和性能研究

在耐磨堆焊合金中添加B元素后，可以提高合金表面的抗磨性，這是因?yàn)榕鸹锏挠捕群蜔岱€(wěn)定性高于碳化物[39]，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Fe-Cr-B堆焊合金展開了一系列研究。龔建勛等[40]對(duì)Fe-Cr-B-C堆焊合金的組織和性能進(jìn)行了研究，結(jié)果表明：鐵素體、馬氏體、奧氏體和（Fe,Cr）2B、（Fe,Cr）3（B,C）、（Fe,Cr）23（C,B）6等硼化物共同組成其顯微組織，硼化物數(shù)量和分布形態(tài)會(huì)隨硼含量的改變而變化，一般呈塊狀、魚骨狀和菊花狀，其中，菊花狀的（Fe,Cr）23（C,B）6分布形態(tài)為聚集分布。Fe-Cr-B-C合金中，硼與鐵生成硬度遠(yuǎn)高于Fe3C和Cr7C3的FeB、Fe2B，因此，可以用硼化物作為耐磨合金的主要耐磨相來代替碳化物，在減少鉻、鎢、鉬等貴合金元素的加入量，節(jié)約成本的同時(shí)，還能提高耐磨合金的硬度和抗磨損性能。然而，硼化物數(shù)量過多且聚集分布時(shí)，磨粒更易壓入切削硼化物脫落后留下的空洞，因此，硼化物與基體的界面結(jié)合強(qiáng)度對(duì)合金的耐磨性產(chǎn)生重要影響。

高鉻鑄鐵已被廣泛用于修磨銑床磨損表面的表面硬化。但高鉻鑄鐵在表面硬化的過程中容易開裂，使其應(yīng)用受限[37]。Fe-Cr-B合金具有較高的耐磨性和耐熱震性，近年來，研究人員將注意力集中在Fe-Cr-B合金在焊接修復(fù)的應(yīng)用上。Kim[38]等研究了兩種Fe-Cr-B基硬面硬化合金的耐磨性能。他們發(fā)現(xiàn)基體顯微組織中嵌入鉻硼化物的涂層，其磨損性能更好。Badisch[39]等研究了不同鐵基堆焊合金的耐磨性能。研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-Cr-B表面硬化合金性能良好，具有廣闊的發(fā)展前景。在此基礎(chǔ)上，You Wang[41]等人研究了納米添加劑對(duì)Fe-Cr-B堆焊合金的影響，他們將納米添加劑添加到DFe-05工業(yè)焊接電極中，測(cè)試其對(duì)表面硬化合金涂層的摩擦系數(shù)和磨損率的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明[41]，隨著納米添加劑含量的增加，表面硬質(zhì)合金的一次碳化物得到細(xì)化并且分布變得均勻。表面硬化合金顯微組織由 Cr7C3，F(xiàn)e7C3，α-Fe 和Fe2B組成，合金硬度隨著納米添加劑的增加而線性增加。添加1.5ωB%納米添加劑的表面硬化合金硬度達(dá)到1011HV，比不含納米添加劑的合金提高了54.8%。添加0.65ωB%納米添加劑的表面硬化合金的KIC達(dá)到最大值，為15.4MPam1/2，該值比不含納米添加劑的硬面合金提高了57.1%。含有0.65ωB%和1.0ωB%納米添加劑的表面硬化層的磨損率降低了約88%，比沒有納米添加劑的表面硬化層厚。

2.3 Fe-Cr-B合金熱噴涂涂層的顯微組織和性能研究

在表面涂層技術(shù)中，熱噴涂被認(rèn)為是防止磨損和腐蝕的最可行和最具成本效益的解決方案之一[42]。熱噴涂是將沉積在工件表面的噴涂層通過快速淬火的方式凝固，所以得到的熱噴涂涂層比傳統(tǒng)凝固材料具有更復(fù)雜的微觀結(jié)構(gòu)，所形成的亞穩(wěn)相結(jié)構(gòu)，可以提高工件表面的化學(xué)性能和力學(xué)性能。由于高沉積率和低成本，熱噴涂已成為改善工件表面性能的有效方法[43]。了解這些亞穩(wěn)相的結(jié)晶和相變現(xiàn)象是非常重要的，因?yàn)檫@些亞穩(wěn)態(tài)的存在和數(shù)量影響噴涂層的機(jī)械性能，研究表明[44]，F(xiàn)e-Cr-B合金熱噴涂涂層具有優(yōu)異的耐蝕性、耐磨性，是因?yàn)槠浠w由非晶相和納米相混合組成。然而，這種亞穩(wěn)相和納米晶相的混合微觀結(jié)構(gòu)較復(fù)雜，使理解Fe-Cr-B合金涂層的熱穩(wěn)定性更復(fù)雜。Jin[45]研究了熱噴涂Fe-Cr-B合金中亞穩(wěn)態(tài)相的相變行為，結(jié)果表明，噴涂的Fe-Cr-B合金涂層由Cr2B型硼化物顆粒（如Cr1.65Fe0.35B0.96）和Cr2B以及納米晶體α-(Fe,Cr)和非晶相的混合基體組成；暴露于高溫時(shí)，F(xiàn)e-Cr-B合金涂層中的納米晶體/亞穩(wěn)相產(chǎn)生熱分解，順序如下：α-(Fe,Cr)納米晶體生長(zhǎng)，基體中的Cr2B硼化物開始沉淀，而后α-(Fe,Cr)晶粒發(fā)生粗化，最后納米級(jí)Cr2B硼化物在粗化的α-(Fe,Cr)晶粒內(nèi)沉淀。

20世紀(jì)70年代開發(fā)的超音速火焰（HVOF）噴涂工藝作為沉積高耐磨和耐腐蝕涂層的標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)而廣為人知，近年來，熱噴涂鐵基涂層已被廣泛研究。Milanti等[46]致力于研究 HVOF噴涂Fe-Ni-Cr-B-C和Fe-Ni-Cr-Mo-B-C涂層的特性和磨損性能，他們選用粒徑為（-45+15）μm的Fe-Ni-Cr-B-C 和 粒 徑 為 （-40+20）μm 的Fe-Ni-Cr-Mo-B-C （Wall Colmonoy Ltd.，Pontardawe，UK）用作原料粉末，以傳統(tǒng)HVOF噴涂Ni-Cr-Fe-Si-B-C和WC-CoCr涂層作為參考，對(duì)其微觀結(jié)構(gòu)、微觀力學(xué)性能、滑動(dòng)、磨損和空蝕行為進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)鐵基涂層具有非常高的納米硬度，與Ni-Cr-Fe-Si-B-C相當(dāng)；Fe-Ni-Cr-Mo-BC涂層與常規(guī)HVOF噴涂的Ni基合金相比具有相似的微機(jī)械性能，而Fe-Ni-Cr-B-C涂層具有稍差的內(nèi)聚力，與參考涂層相比，鐵基涂層具有更低的結(jié)合強(qiáng)度；雖然HVOF噴涂Fe基金屬合金涂層的干滑動(dòng)磨損性能與金屬陶瓷材料（WC-CoCr）的干滑動(dòng)磨損性能無(wú)法比較，但其滑動(dòng)磨損率低于傳統(tǒng)HVOF噴涂Ni-基于金屬的合金涂層，因?yàn)樵诨瑒?dòng)磨損過程中形成含Mo氧化物的氧化皮可有效地減少對(duì)抗體的粘附，降低摩擦并減小摩擦系數(shù)的波動(dòng)，使Fe基涂層具有更低且更穩(wěn)定的摩擦系數(shù)。HVOF噴涂的鐵基涂層，具有優(yōu)異的耐氣蝕磨損性能，是WC-CoCr和Ni-Cr-Fe-Si-B-C涂層的兩倍，因此，HVOF熱噴涂的鐵基涂層是鎳基合金的有效替代品。

因?yàn)闊釃娡亢图す馊鄹伯a(chǎn)生不同的微觀結(jié)構(gòu)，這些微觀結(jié)構(gòu)對(duì)高溫腐蝕產(chǎn)生不同的影響，Reddy[47]等對(duì)HVOF熱噴涂和激光熔覆Fe-Cr-B合金的高溫腐蝕性能進(jìn)行比較，在沉積之后，將涂層暴露于高溫，受控環(huán)境以模擬生物質(zhì)燃燒條件，在700℃下KCl沉積250小時(shí)，檢查腐蝕樣品的組成并檢查涂層的性能，發(fā)現(xiàn)HVOF熱噴涂產(chǎn)生的主要是非晶的微結(jié)構(gòu)，保持原料粉末中的相；激光熔覆產(chǎn)生主要具有α-Fe，γ-Fe，CrB2和Cr23C6的晶體結(jié)構(gòu)；HVOF涂層的厚度損失可以忽略不計(jì)，但是激光熔覆樣品在250h內(nèi)損失了350μm；激光熔覆樣品的質(zhì)量增益比HVOF噴涂涂層高3倍，其微觀結(jié)構(gòu)在這些環(huán)境中的腐蝕行為中起關(guān)鍵作用。由此也得出，材料中的非晶相可以改善耐腐蝕性能。

3 結(jié)束語(yǔ)

鐵鉻硼耐磨合金中加入的合金元素量少，合金硬度高，生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)單，且成本較低，這些優(yōu)勢(shì)使其在耐磨材料領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。在后續(xù)開發(fā)鐵鉻硼合金的研究中，應(yīng)加強(qiáng)以下幾方面的研究：

（1）以鐵鉻硼合金為基本研究對(duì)象，嘗試在大量試驗(yàn)數(shù)據(jù)基礎(chǔ)上，驗(yàn)證并改進(jìn)相圖計(jì)算方法，使相圖計(jì)算模型可以準(zhǔn)確、快速預(yù)測(cè)鐵鉻硼合金的組織與性能，為鐵鉻硼合金的成分優(yōu)化提供參考和可靠保障。

（2）研究淬火溫度、保溫時(shí)間、冷卻方式以及回火處理等熱處理工藝對(duì)鐵鉻硼耐磨合金硬度、顯微組織、耐磨性和淬透性的影響，為加工鐵鉻硼合金提供工藝參考，達(dá)到優(yōu)化組織形態(tài)、提高力學(xué)性能的目的。

（3）研究鐵鉻硼耐磨合金力學(xué)性能，觀察磨損前后顯微組織變化，揭示鐵鉻硼耐磨合金使用前后組織和性能的變化規(guī)律，有利于揭示其失效原因，為改善鐵鉻硼耐磨合金性能奠定基礎(chǔ)。

（4）研究鐵鉻硼耐磨合金的成分優(yōu)化，通過控制加入稀土、堿土等變質(zhì)元素的加入量、加入方法，研究變質(zhì)元素對(duì)鐵鉻硼耐磨合金的變質(zhì)機(jī)理。

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