氧化鑭稀土元素對碳鋼表面被覆硼化鈦與硼化鎢耐磨耗行為的影響

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行政院國家科學委員會專題研究計畫成果報告

計畫類別：個別型計畫

計畫編號： NSC94-2212-E-011-009-

執行期間： 94 年 08 月 01 日至 95 年 07 月 31 日執行單位：國立臺灣科技大學機械工程系

計畫主持人：林原慶

計畫參與人員：卓育賢、彭達仁、林國慶、黃建琳

報告類型：精簡報告

處理方式：本計畫涉及專利或其他智慧財產權，2 年後可公開查詢

中華民國 95 年 9 月 27 日

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摘要

本計畫將氧化鑭稀土元素分別添加至TiB2與WB兩種陶瓷粉末中，利用氬銲被覆於中碳鋼表面。微硬度計、光學顯微鏡、EPMA等儀器，則用以評估被覆層機械性質的變化與各主要相的分佈情形。被覆層耐磨耗能力的評估以迴轉式磨耗試驗機進行測試。磨耗試驗後的試片表面，利用SEM觀察表面的磨損型態，並配合 EPMA 的微觀分析，找出在設定試驗條件下的主要磨耗機理。經由各種試驗結果與微觀分析探討稀土元素對於耐磨耗被覆層之硬度提升、相結構的變化及耐磨耗能力的影響，

並找出稀土元素影響耐磨耗能力之主要關鍵，以做為中碳鋼表面改質的依據。研究結果顯示，TiB2系列之被覆層均屬於散佈強化型機構。添加氧化鑭（La2O3）可以促使TiB2被覆層強化顆粒之叢聚(clustered)效應，而形成較大尺寸之強化相。然而WB系列之被覆層均屬於析出強化型機構。在WB被覆層中添加氧化鑭（La2O3）可以使基地的顯微組織微細化，並促進析出物之成長。添加氧化鑭(La2O3)的WB被覆層內的析出相較厚實，具較佳之機械互鎖效應，使其被覆層之耐磨耗能力有效地提升。

關鍵詞：稀土元素、強化相、耐磨耗被覆、氬銲

Abstract

Effects of rare earth elements (La2O3) on tribological properties of clad layer are studied in this project. In this study, rare earth elementsare mixed with ceramic powders of TiB2 and WB, respectively. Moreover, the mixed powders of rare earth element and ceramic powder are clad on the medium carbon steel surface by gas tungsten arc welding (GTAW) method. After cladding process, microhardness tester, optical microscope, EPMA and so on are used to evaluate mechanical properties and microstructure of the clad layer. The results are used to correlate the mechanical properties and wear performance with the microstructure of the clad layer. Moreover, wear performance of clad layer are evaluated by rotating type tribometer. Worn surfaces of clad layer are observed by SEM to identify the wear mechanism for each test condition. Effects of the rare earth elements on microhardness, microstructure and wear performance are determined by the results of various tests and analyses for different clad layer. Experiment results show that the wear performance of all TiB2 clad layer were improved by the dispersion strengthening. The results also show that adding a little La2O3 can promote particles of reinforcement clustered and to connect each other forming a bigger reinforcement. However, the bigger reinforcement has better bonding strength with matrix and can increase significantly the wear resistance ability of TiB2 clad layers. Nevertheless, WB clad layers were strengthened by the precipitation of reinforcing phases. The results show that adding a little La2O3 can promote microstructure refining and precipitates growing in WB clad layer. However, the bigger precipitates possess better mechanical interlocking effect and can increase significantly the wear-resistance ability in WB cladding specimens.

Keywords: rare earth elements, GTAW, cladding, wear resistance

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一、前言

本計畫的主要研究重點，是探討硼化物粉末添加稀土元素對中碳鋼氬銲被覆後耐磨耗能力的影響。選用稀土的原因在於稀土元素由於原子結構特殊，電子能級異常豐富，具有許多優異的光、電、磁、核等特性，再加上其化學性質十分活潑，能與其它元素組成品類繁多、功能千變萬化、用途各異的新型材料。而添加少量的稀土元素在鋼鐵和非鐵基金屬中能明顯改善金屬材料性能，同時稀土並可以提高鋼材的强度、耐磨性和抗腐蝕性能。所以，本計畫首先對於硼化物粉末採用單一粉末對被覆層耐磨耗能力的影響做分析。之後，

再加上不同比例的稀土元素，以了解在添加稀土元素後，對於被覆材料的耐磨耗能力以及機械性質，是否有明顯的提升。隨後再配合各種儀器分析，如光學顯微鏡、SEM、EDS、

EPMA 等分析，以了解稀土元素對被覆層顯微組織的影響。

二、研究目的

中碳鋼是很普遍的結構用材料，在工業上被應用的範圍很廣，尤其在機械零組件方面更是非常廣泛。從結構材料的基本需求而言，其強度已經足夠使用在大部份的場所，但是在機械零件方面則仍嫌不足。一般工業機械設備中摩擦和磨損問題都發生於兩接觸固體表面相互滑動處。因此固體接觸的相對運動件，如果表面耐磨耗能力不佳，不但會因磨耗行為的發生而喪失精確的定位能力，降低系統的可靠度，甚至會使零組件的功能失效，而導致不可預期的損害。基於上述理由，為了提高系統的可靠度，對於重要運動部位的零組件經常施以適當的潤滑劑或改善接觸面的表面耐磨耗性質。其中，表面被覆是經常被利用來改善材料表面耐磨耗性質的一種方法。利用氬銲(GTAW)進行表面被覆處理，可以避免不同材料的粉末對雷射光吸收率不同的問題，並且各種被覆粉末加熱過程中優先選擇性的問題較小，而其被覆區與基材的結合強度，更能經由改變銲接電流的大小，以控制被覆區的稀釋率，而達到預期的結合強度。基於上述之理由，因此本計畫藉由實驗的方法與分析，找出改善氬銲被覆層耐磨耗能力的重要參數。本計畫所選用的陶瓷粉末分別是硼化鈦(TiB2) 和硼化鎢(WB)，選用的稀土元素粉末為氧化鑭(La2O3)，目的在於探討添加稀土元素對中碳鋼氬銲被覆層顯微組織的改變與耐磨耗能力的影響，藉以強化中碳鋼表面的耐磨耗性能。

進而有效地改善工業上各類相對運動件的耐磨耗能力，以提升國內產業的競爭力。

三、文獻探討

稀土元素因其化學性質活潑，已廣泛應用於陶瓷、冶金等產業，並且已有多篇相關研究指出稀土元素對材料表面改質之效果的提升具有優異的效用【1-6】。Zhang等人【1】進行鈷基合金粉末添加不同比例之釔(Y)元素，使用雷射被覆於 2Cr13 型和 1Cr18Ni9Ti型鋼材之研究，目的在探討被覆層之耐腐蝕特性。研究結果顯示，添加釔(Y)元素的鈷基合金被覆層顯微組織較為細小，而且被覆層在高溫條件下對混合鹽(75% Na2SO4+25% NaCl)的腐蝕具較佳的抗腐蝕能力。此外亦發現當釔添加至 0.875 wt.%時，被覆層中會形成一連續且密實之氧化物，此氧化物會抑制氧及硫進入基材的內擴散並且可防止合金元素的損失。Wang

【2】使用Cr-Al合金粉末添加稀土元素-釔(Y)，進行雷射被覆於鑄鐵基材之研究。目的在探討被覆層耐腐蝕、侵蝕之性質。研究結果顯示，添加稀土元素後之被覆層組織獲到改善，

被覆層中發現有富釔型析出相和新的介穩定相(Y-rich precipitates and new metastable phases)。並指出此富釔型析出相的存否，會影響釔(Y)在熔融合金系統中的熱動態行為。Yang

【3】添加少量稀土元素-釔(Y)進行雷射被覆層之研究。研究結果顯示，被覆層在添加稀土 -釔(Y)元素後能使晶界得到淨化，並強化基地固守效應，使被覆層有效地提升氧化磨耗的

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阻抗。Tian等人【4】進行雷射被覆Al2O3粉末添加0.5 wt.%混合型稀土元素之研究。研究結果顯示，稀土元素的添加可降低被覆層熔池間的表面張力，促進被覆層之流動性，進而降低被覆層內部孔隙及裂縫的形成。被覆層之韌性及耐腐蝕能力也會因此提升。Xu等人【5】

進行混合型稀土元素氣相滲入之研究，評估其對雷射硬化GCr15 型鋼材之影響。目的在探討被覆層之耐磨耗行為。研究結果顯示，添加稀土元素後之被覆層其顯微組織較為細化且均勻。而且，添加稀土元素後之被覆層其耐磨耗阻抗能力明顯提升，磨耗重量損失比原先未添加稀土元素之被覆層減少約14%。Ji等人【6】進行添加混合型稀土元素，對雷射被覆於純鐵基材之研究。目的在改善純鐵表面之耐腐蝕能力。研究結果顯示，添加稀土後之被覆層可明顯改善顯微結構之緻密性及維持結構的均勻性，進而提升純鐵表面的耐腐蝕阻抗能力。目前國內、外從事表面耐磨材料被覆的研究相當多【7-15】。但是由於各研究者的領域不同，探討的方向亦有所差異。有些研究文獻則針對微觀結構進行各種深入的分析，以期找出基材中含有何種型態的析出物，可以明顯的提高硬度與耐磨耗能力；有些研究主題則針對被覆粉末各種成分調製比率對被覆層硬度的影響進行評估，以期找出最佳的表面被覆配方以提高耐磨耗能力。因此，每一研究人員均從特定的觀點，評估各種不同參數對被覆層耐磨耗能力的影響，以找出最適當的粉末配方、基材性質、製程參數與使用條件的關係。

綜合以上文獻，可以獲知被覆層改善基材的耐磨耗性能是來自於被覆層內添加的強化相，而被覆層耐磨耗的程度依強化相的特性、幾何特徵以及強化相與基地界面的結合強度而定。因此，本計畫則利用稀土元素的特殊冶金性質改變被覆層的顯微結構，以獲得被覆層的最佳耐磨耗特性。

四、研究方法

本計畫所使用的陶瓷粉末包括TiB2(平均粒徑約為13.74µm)、WB(平均粒徑約為 2.91µm )等粉末，將其與適當的氧化鑭（La2O3）稀土元粉末調製成各種不同成份的被覆材料，如表1 所示。為了突顯稀土元素對耐磨耗被覆層性質的影響，因此每一組參數只改變單一稀土元素的添加比例。被覆材料依下列程序製作：○¹ 將調配好之粉末進行24 小時混粉。○² 將混粉後之粉末裝填入304 不銹鋼管中。○³ 滾軋機壓成100mm × 3mm × 1mm。○⁴ 再將被覆材料利用熱熔膠黏附於基材上即可進行氬銲被覆製程。耐磨耗被覆則是利用氬銲(GTAW)的技術對中碳鋼進行表面改質 (氬銲製程條件：銲接電流 100A，銲接運行速度 8 cm/min，氬氣流量設定為 8 L/min)，被覆過程之試片安置，如圖 1 所示。並且利用迴轉式磨耗試驗機評估不同被覆層的耐磨耗能力，磨耗條件如表 2 所示。磨耗試驗後的試片，則利用高倍率的電子顯微鏡分析其主要的磨耗機理。

五、結果與討論

5-1 被覆層的顯微組織

5-1-1 TiB

2及TiB2添加La2

O

3被覆層的顯微組織

圖2 為TiB2被覆層的顯微組織，可發現其被覆層組織包含葉脈狀析出物、顆粒及孔洞。

由以上顯微組織的結果可以獲知，TiB2顆粒在被覆的過程中因高溫而局部熔化，然後於凝固的過程中形成新的析出物。此外，在圖中的孔洞，可能是TiB2未完全熔解之顆粒，在冷卻過程中提供α-Fe異質成核的位置，而使其被α-Fe基地所包圍，在Nital腐蝕 30 分鐘後α-Fe 被去除，並且在超音波清洗振動下使得TiB2顆粒脫落。

利用EDS分析TiB2被覆層內的顆粒與析出物，結果如圖3 所示。圖 3(a)及 3(b)分別為葉

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脈狀析出物的形貌及EDS分析，結果顯示Ti、B、Cr與Fe等元素的含量較高。Fe含量較高的原因，可能是析出物過於細小，而EDS的點分析最小可分析到的範圍為 1µm³，因此電子束有可能已穿過析出物而分析到包含下層含Fe量較高的部份，故可以推測葉脈狀析出物可能是Ti與其他合金元素的化合相。圖 3(c)及 3(d)分別為顆粒狀強化相的形貌及EDS分析，由於顆粒保有六角形，而且元素含量以Ti和B為主(圖 3(d))，故可以確認顆粒為所添加TiB2的殘留。TiB2顆粒散佈在被覆層之中，主要原因為TiB2顆粒熔點高達3225℃，銲接電流 100A的入熱量不足以將全部的TiB2顆粒完全熔入基材之中，並且由於TiB2顆粒的密度較小，在熔池對流的效應下，使得TiB2顆粒分散在被覆層的各處。

圖4 為TiB2添加1.5%La2O3被覆層的金相組織。被覆層整體外觀平整(圖 4(a))，在被覆層的中間呈現密集的顆粒堆積區(圖 4(b))。圖中可以明顯的觀察到，因為稀土元素的加入，

使被覆層的熔滲深度大量的減少，故得知銲接電流100A的入熱量，不足以使被覆層有足夠的熔滲深度，只能熔化外圍的不銹鋼管，在銲道的兩緣甚至有未熔滲的情況發生。此種情形可能是因為在被覆過程中，氬銲產生的高溫首先與被覆層最頂端的不銹鋼管接觸，並且將不銹鋼熔化，熱量隨之傳至充填的粉末與未熔化之不銹鋼處，並且在被覆材料的外圍形成熔融液體，此液體在TiB2和稀土元素的反應下吸收大部分的熱量，並且阻隔熱量向被覆層心部傳遞，乃造成中間的TiB2顆粒無法持續熔解。此外，從圖4(a)的結果亦可發現，稀土似乎亦具有改變被覆材料表面張力的功能，使其熔解金屬液的接觸角度變大，而造成被覆層基材的結合情況不佳。

圖5(a)是被覆層最上層的顯微結構，由圖中可以發現許多由TiB2顆粒聚集而成的長條狀結構。此種結構形成原因，可能是TiB2密度較低，在熔解過程中發生上浮作用，並且凝固時受液/固相界面移動的驅趕，而使得TiB2顆粒可以局部熔解進而互相黏著為長條狀結構，

其結構長度在50µm以上，顆粒之間的結合良好，並且因為尺寸較大，故不易由基地之中脫離。圖5(b)為長條狀結構的EDS分析，結果顯示Ti與B為其主要的含量，故可以推測長條狀結構為TiB2顆粒局部熔解與互相結合所形成。

此外，在長條狀結構之間普遍存在個別的葉脈狀析出物，如圖 5(c)所示。比對圖 3(a) 的析出物，可以發現在添加La2O3之後，葉脈狀析出物的成長範圍較小，個別結構較純TiB2

被覆層的析出物獨立，尺寸約在 5µm左右。圖 5(d)為葉脈狀析出物的EDS分析，在元素成份的含量方面，則以Ti、Cr與Fe為主，Fe含量較高的原因與先前敘述相同。

5-1-2 WB及WB添加La

₂

O

₃被覆層的顯微組織

圖6(a)為 WB 被覆層橫截面的顯微組織，由圖中可以觀察到被覆層與熱影響區有明顯的界面存在，這是因為被覆層與基地腐蝕速率不同所造成。在被覆層的最底端，普遍存在細胞狀樹枝晶(cellular dendritic)，如圖 6(b)所示。這是因為當熔池在凝固時，晶粒沿著熱量流動的反方向成長。此外，在被覆時由於WB 的密度較大，其顆粒容易下沈到熔池的底部，

在高溫的作用下，進而增加被覆底部溶質的含量，有利於樹枝狀晶(dendritic)的形成。

放大觀察樹枝狀晶的顯微結構，可以發現存在嚴重的裂縫，如圖 7(a)所示。可能是因為在凝固過程中，樹枝狀晶的熱傳導率較低，使得樹枝狀晶本身處於高溫狀態，但是外部基地卻已經凝固，如此一來樹枝狀晶會受到外部的拉應力，加上樹枝狀晶硬脆的特質，進而導致破裂的形成。此破裂提供一個裂縫源，當被覆層受外力作用時，此裂縫將成長而減少被覆層的強度。由圖7(b)的 EDS 分析可以得知，樹枝狀晶的元素以 W、O 為主，故可研判是WB 受高溫分解之後，重新與 O 再結合而成的化合物。在被覆層的內部並沒有大量的顆粒狀強化相存在，絕大部份是呈現輻射狀的析出物，如圖 7(c)所示。此結果可能是因為 WB 較易吸收氬銲所產生的熱量而分解，加上 WB 顆粒熔點只有 2665℃，銲接電流 100A

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的入熱量足以將大部分的WB 顆粒熔入基材之中，而產生新的顯微組織。由圖 7(d)的 EDS 分析得知輻射狀析出物的元素成份以W 和 Fe 為主，由於析出物過於細小，故 Fe 元素可能是基地的成份，因此可以研判輻射狀析出物為純W 析出。

圖8 為WB添加 1.5%La2O3被覆層的金相組織。觀察圖8(a)的顯微結構，可以發現細胞狀樹枝晶(cellular dendritic)的範圍明顯較純WB被覆層小，並且沒有一次臂(primary dendritic arm)的結構出現。此外，由圖中也可以看到熱應力造成的裂縫。在被覆層內仍然以輻射狀析出物為主要的結構，其大小也與純WB被覆層的析出物相似。隨著La2O3的加入，在被覆層的中間附近逐漸出現雪花狀組織，如圖9(a)所示。一般由於熔池的中間為最慢凝固之處，

並且受到四周圍同時冷卻凝固的影響，故較易產生雪花狀組織。藉由圖9(b)的EDS分析可以得知，此種雪花狀的組織以W、Fe以及Cr元素為主。

5-2 被覆層的機械性質

圖10(a)為TiB2及TiB2添加La2O3被覆層的硬度分佈，結果顯示添加稀土元素的被覆層皆擁有最高的硬度值，硬度值最高可達到Hv0.32000，並且在不到 1mm的厚度之間有很大的起伏。這是因為大量的TiB2顆粒殘留在被覆層的中間，形成密集的堆積區，若硬度壓痕器壓入的位置是在堆積區的顆粒上，便會造成高硬度值；反之，若壓入的位置在顆粒之間，硬度值便會有驟減的情形發生。此外，無論是添加La2O3或是Y2O3均會造成被覆層熔滲深度的不足，故大約在1mm之後硬度值就會減少到Hv0.3600 左右。

圖 10(b)為WB及WB添加La2O3被覆層的硬度分佈。比較被覆層平均硬度可以發現，添加稀土元素之被覆層的硬度皆比純WB被覆層的硬度值要高。各被覆層的硬度值在接近基材時會逐漸降低，這是因為大量的合金存在於被覆層內，而表面冷卻過程中，由於氬氣吹襲冷卻作用使冷卻速率增加，致使表面的硬度值比底部高。

5-3 被覆層的耐磨耗能力評估

圖11(a)為純TiB2及TiB2添加La2O3被覆試片在固定滑動距離584.4m，不同磨耗條件下，

體積磨耗量與滑動距離的變化情形。由圖中可發現，當滑動速度為1.95m/s時，TiB2被覆試片的磨耗量隨著接觸應力的增加而減少。提升滑動速度至2.92m/s時，TiB2被覆試片的磨耗量明顯隨著接觸應力的增加而上升。整體比較而言，TiB2-1.5%La2O3被覆試片的耐磨耗性能優於TiB2被覆試片。

接觸應力增加至340MPa時磨耗量會有上升的趨勢，可能是因為在此接觸應力下雖也有產生氧化膜，但是由於基地的軟化行為與氧化層承受剪應力的能力有限，導致在高應力的剪切作用下氧化膜易被剝離，而造成嚴重磨耗的情況，所以磨耗量才又會有繼續攀升的情形。至於TiB2被覆試片在滑動速度為 1.95m/s，以及TiB2-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為 2.92m/s時，當接觸應力增加至 340MPa時，磨耗量反而些微的減少，造成此現象的原因可能是在此接觸應力條件下，磨耗表面急速產生了氧化層，對表面進行潤滑作用，而基材的軟化作用相對地較小，所以磨耗量會下降。

圖11(b)為純WB及WB添加 1.5%La2O3被覆試片在固定滑動距離584.4m，不同磨耗條件下，體積磨耗量與滑動距離的變化情形。由圖中可發現，當滑動速度為 1.95m/s時，WB與 WB-1.5%La2O3被覆試片的磨耗量會隨著接觸應力的增加而減少；反之，提升滑動速度至 2.92m/s時，WB與WB-1.5%La2O3被覆試片的磨耗量明顯隨著接觸應力的增加而上升。整體比較而言，WB-1.5%La2O3被覆試片的耐磨耗性能優於WB被覆試片。在高滑動速度 2.92m/s 時，增加接觸應力至340MPa會使得磨耗量上升，形成此現象的原因在於較高滑動速度及接觸應力的作用下會產生較大的剪切力，使得磨耗表面較易發生塑性流動或表面疲勞，並且在較高接觸應力作用下，氧化膜刮除率大於成長率亦使磨耗率上升。

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5-4 被覆層的磨耗分析

5-4-1 TiB

2被覆層的磨耗分析

圖12(a)為試片在滑動速度 1.95m/s、接觸應力為 255MPa時試片的磨耗型態。在磨耗面上可看到基地包住許多散佈強化的強化相。藉由圖12(b)的EDS分析，可以確定強化相為殘留的TiB2顆粒。這些強化相能有效阻擋在磨耗過程中，基地產生的塑性變形與刮磨作用，

並且延遲剝層行為的發生。隨著接觸應力增加至340MPa，磨耗表面如圖 13 所示，發現被覆層表面產生塑性流，並且強化顆粒因基地的塑性流而無法防止對磨金屬的直接接觸，但是由於氧化膜的形成，相對也抑制磨耗量大幅度的上升。

圖14(a)為試片在滑動速度 2.92m/s、接觸應力 255MPa時試片的磨耗型態。因滑動速度提高之後，在磨耗表面上會形成較多的氧化層(圖 14(b))，增加磨耗表面的潤滑，所以此磨耗條件下，TiB2被覆層具有較佳的耐磨耗性能。在圖中也可以觀察到輕微剝層磨耗的發生，

在剝層附近更因為試片的相對摩擦，而使裂縫發生持續蔓延的現象，進而造成局部片狀剝落。隨著接觸應力增加至340MPa，磨耗表面如圖 15 所示，在磨耗表面上雖然有產生氧化層，但是在剝層磨耗的作用下，使得片狀剝落的情況更為嚴重，並且因為裂縫快速的延伸，

造成磨耗面上有較多的片狀材料由被覆層剝離。此外，雖然殘留TiB2顆粒有較高硬度及楊氏係數，但是在高滑動速度和高接觸應力作用下，會造成基地軟化無法支撐殘留的TiB²顆粒，使得強化相無法有效阻礙表面下的裂縫傳播，導致磨耗表面產生嚴重的剝層現象，所以在此磨耗條件下會造成磨耗量的增加。

5-4-2 TiB

2

-1.5%La

2

O

圖16 為試片在滑動速度 1.95m/s、接觸應力為 255MPa時試片的磨耗型態。由於TiB2添加1.5%La2O3經過氬銲被覆之後，TiB2顆粒會在被覆層的上層互相熔合成大尺寸的長條狀結構，如圖16(a)所示。此長條狀結構可作為硬質障礙，能有效阻擋在磨耗過程中，基地產生的塑性變形與刮磨作用，並延遲剝層行為的發生此外，由於此種強化相的尺寸較大，不易在磨耗過程中從基地脫落，所以磨耗量皆比純TiB2被覆層低。隨著接觸應力增加至

340MPa，摩擦表面的溫度明顯地升高，因此在摩擦表面上形成魚鱗狀的塑性流動與黏著磨耗，如圖17 所示。此外，魚鱗狀的塑性流動與黏著磨耗也會造成磨耗量的增加。

圖18 為試片在滑動速度 2.92m/s、接觸應力為 255MPa時試片的磨耗型態。由圖中可以得知，磨耗表面產生輕微的塑性變形，並且因為滑動速度的增加使接觸表面溫度升高，驅使接觸表面產生氧化膜，因此有助於提高TiB2-1.5%La2O3被覆試片的耐磨耗性能，降低磨耗量。隨著接觸應力增加至340MPa，磨耗表面在高接觸應力的作用下，造成裂縫互相連接形成剝層磨耗，如圖19 所示。

5-4-3 WB 被覆層的磨耗分析

圖20(a)為試片在滑動速度 1.95m/s、接觸應力為 255MPa 時試片的磨耗形態。以 EDS 分析磨耗試片上的輻射狀組織，如圖20(b)所示，除了 Fe 和 O 之外，其它主要的元素以 W、

Cr 和 Ni 為主，可以確認是之前顯微組織所提到的輻射狀析出物。這些輻射狀析出物數量眾多，並且分佈在被覆層的各處，析出大小約在5µm 以內，由於輻射狀強化相的硬度較高，

所以在磨耗過程中能有效地阻礙基地發生塑性流動，所以WB 被覆層內的輻射狀強化相的機械固鎖效應主導著WB 被覆層的磨耗行為。隨著接觸應力增加至 340MPa，在磨耗表面上會有氧化膜的形成以及輕微的黏著磨耗，如圖21 所示。

圖22 為試片在滑動速度 2.92m/s、接觸應力為 255MPa時試片的磨耗型態。因滑動速度

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提高之後，在磨耗表面上會形成較多的氧化層，增加磨耗表面的潤滑，所以在此磨耗條件下，WB被覆層具有較佳的耐磨耗性能。隨著接觸應力增加至 340MPa時，磨耗表面如圖 23 所示。在磨耗表面上雖然有產生氧化層，但是在剝層磨耗的作用下，使得片狀剝落的情況嚴重，在磨耗表面形成許多細小磨屑，所以在此條件下的磨耗量會增加至0.16mm³(圖 11(b))。

5-4-4 WB-1.5%La

2

O

圖24(a)為試片在滑動速度 1.95m/s、接觸應力為 255MPa 時試片的磨耗型態。由圖中可以觀察到網狀析出物結構，此析出物能夠阻礙表面下疲勞裂縫的傳播，並且具有較佳的機械互鎖效應，使表層材料不易剝離，因此具有較佳的耐磨耗能力。此外，在磨耗表面亦可以發現為數眾多的針狀組織聚集成球狀形態，如圖24(b)所示。此種針狀的球形結構，可能是在摩擦表面的高溫作用之下，以in-situ 的方式形成析出物。藉由 EDS 分析(圖 24(c))，可以得知以W、Fe 和 O 為主，並且含有微量的 Cr。隨著接觸應力增加至 340MPa，磨耗表面如圖25 所示。由圖中可以得知，針狀組織並沒有聚集成球狀的形態，而是呈現不規則的分佈並且與磨屑混雜在一起。

圖26(a)為試片在滑動速度 2.92m/s、接觸應力為 255MPa時試片的磨耗型態。由圖中可以發現，提高滑動速度之後，在磨耗表面上形成更多的球狀形態。進一步放大觀察，可以得知球狀是由許多細緻的針狀組織所構成(圖 26(b))，此種結構的形態與滑動速度為

1.95m/s、接觸應力為 255MPa的磨耗試片相同，故可得知在低接觸應力下形成此種結構形態的機會比較多。針狀結構的形成使得磨耗量減少至大約0.02mm³(圖 11(b))。但是試片在滑動速度為2.92m/s，接觸應力提高至 340MPa時，由圖 27 可以得知，接觸應力的提高使得針狀組織無法聚集成球狀的形態，並且與磨屑混雜在一起，而造成較高的磨耗量。此外，

由於WB添加 1.5%La2O3可以促進析出物的形成，使被覆層組織較為細小，並且強化相晶出較多而成連續的網狀結構，所以WB-1.5%La2O3被覆層在耐磨耗程度上，均優於純WB的被覆層。

六、結論與建議

綜合以上各項實驗的分析結果，歸納出下面數點結論:

1. 在TiB2被覆層中添加稀土元素(La2O3)能夠促進強化顆粒之叢聚(clustered)效應，形成較大尺寸之強化相。

2. 在WB被覆層中添加稀土元素(La2O3)能夠促進強化相的析出以及成長。

3. 銲接電流 100A的入熱量不足以使TiB2添加 1.5%La2O3之被覆層產生足夠的熔滲深度，甚至在銲道的兩緣有未熔滲的情況產生。

4. 本文中之硼化物被覆層可明顯改善AISI 1050 基材的耐磨耗性能。綜合磨耗試驗的結果，以TiB2系列的被覆層其耐磨耗性能較優於 WB系列的被覆層。

5. 實驗結果顯示，TiB2被覆層之散佈強化相，其強化相具有高硬度並且與基地結合良好，故耐磨耗能力皆比WB被覆層較佳。

(9)

參考文獻

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(10)

表1. 各種被覆材料之成分百分比（wt %）

TiB

₂

WB La

₂

O

₃

Cr Ni Fe

成分

重量百分比試片

代號

TiB

2 55.5﹪ 0 0 8.5﹪ 4.1﹪ Bal.

TiB

2－1.5 %

La

2

O

3

54.0﹪ 0 1.5﹪ 8.5﹪ 4.1﹪ Bal.

WB

0 80.0﹪ 0 3.9﹪ 1.9﹪ Bal.

WB－1.5 % La

2

O

3

0 78.5﹪ 1.5﹪ 3.9﹪ 1.9﹪ Bal.

表2. 磨耗實驗條件

外視最大接觸應力(MPa) 255 / 340 滑動速度(m/s) 1.95 / 2.92

滑動距離(m) 584.4

溫度室溫

潤滑條件乾磨耗

圖1. 氬銲被覆安置試片示意圖

(11)

圖2. TiB2被覆層經過研磨拋光後表面利用5%Nital腐蝕液腐蝕 30 分鐘後的顯微組織，

被覆層散佈未熔化顆粒以及葉脈狀析出物

(a) (b)

Element Weight% Atomic%

B 10 31 C 5 13 O 4 9 Ti 8 5 Cr 5 3 Fe 66 39 Ni 2 1 Totals 100

(c)

B 12 38 Ti 78 55 Cr 3 2 Fe 7 4 Totals 100

(d)

圖3. TiB2被覆層內組織成份分析(a)葉脈狀析出物的形態;(b)葉脈狀析出物之EDS分析;(c)殘留TiB2顆粒;(d)TiB2顆粒之EDS分析

(12)

(a) (b)

圖4. TiB2-1.5%La2O3之被覆層顯微組織(a)被覆層試片整體外觀;(b)被覆層中間顆粒密集的堆積在一起

(a)

B 25 60 Ti 71 39 Cr 2 1 Fe 1 1 La 1 1 Totals 100

(b)

(c)

Ti 21 22 Cr 14 15 Fe 62 60 Ni 2 2 La 1 1 Totals 100

(d)

圖5. TiB2-1.5%La2O3被覆層內組織成份分析(a)長條狀結構;(b)長條狀結構之EDS分析;(c)葉脈狀析出物的形態;(d)葉脈狀析出物之EDS分析

(13)

(a) (b)

圖6. WB 被覆層經過研磨拋光後表面利用 5%Nital 腐蝕液腐蝕 30 分鐘後的顯微組織(a) 被覆層與基材界面間的顯微組織;(b)局部放大(a)中的細胞狀樹枝晶

(a)

O 30 75 Cr 4 3 Fe 13 10 Ni 2 1 W 51 11 Totals 100

(b)

(c)

O 4 21 Cr 2 3 Fe 22 37 W 72 38 Totals 100

(d)

圖7. WB 被覆層內組織成份分析(a)樹枝狀晶的形態;(b)樹枝狀晶之 EDS 分析;(c)輻射狀析出物的形態;(d)輻射狀析出物之 EDS 分析

(14)

(a) (b)

圖8. WB-1.5%La2O3之被覆層顯微組織(a)被覆層與基材界面間的顯微組織;(b)輻射狀析出物的形態

(a)

Cr 3 5 Fe 35 61 Ni 1 1 W 61 33 Totals 100

(b)

圖9. WB-1.5%La2O3被覆層內組織成份分析(a)雪花狀組織的形態;(b)雪花狀組織之 EDS分析

0 0.5 1 1.5 2 2.5 3

Distance from weld surface (mm)

0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200

Hardness (Hv0.3)

TiB2

TiB2-1.5%La2O3

(a)

0 0.5 1 1.5 2 2.5

Distance from weld surface (mm) ³

0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200

Hardness (Hv0.3)

WB

WB-1.5%La2O3

(b)

圖10. 被覆層沿厚度方向之硬度分佈(a)TiB2與TiB2添加1.5%稀土元素(b)WB與WB添加 1.5%稀土元素

(15)

250 270 290 310 330 350

Contact stress(MPa)

0 0.01 0.02 0.03 0.04 0.05

Wear loss (mm3)

TiB2 (1.95m/s)

TiB2-1.5%La2O3 (1.95m/s) TiB2 (2.92m/s)

TiB2-1.5%La2O3 (2.92m/s)

(a)

250 270 290 310 330 350

Contact stress (MPa)

0 0.04 0.08 0.12 0.16 0.2

Wear loss (mm3)

WB(1.95m/s)

WB-1.5%La2O3 (1.95m/s) WB(2.92m/s)

WB-1.5%La2O3 (2.92m/s)

(b)

圖11. 被覆試片在不同滑動速度試驗條件下磨耗量與接觸應力的變化情形(a)TiB2與 TiB2添加1.5%稀土元素(b)WB與WB添加 1.5%稀土元素

(a)

O 6 16 Ti 73 72 Fe 10 9 Pt 11 3 Totals 100

(b)

圖12. TiB2被覆試片在滑動速度為1.95m/s、接觸應力為 255MPa與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態;(b)EDS成份分析

圖13. TiB2被覆試片在滑動速度為1.95m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的磨耗表面形態

(16)

(a)

O 25 54 Fe 75 46 Totals 100

(b)

圖14. TiB2被覆試片在滑動速度為2.92m/s、接觸應力為 255MPa與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態;(b)EDS成份分析

圖15. TiB2被覆試片在滑動速度為2.92m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的磨耗表面形態

(a)

B 11 39 Ti 73 56 Fe 4 3 Pt 12 2 Totals 100

(b)

圖16. TiB2-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為1.95m/s、接觸應力為 255MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態;(b)EDS成份分析

(17)

圖17. TiB2-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為1.95m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的磨耗表面形態

(18)

(a)

Cr 2 3 Fe 51 76 Ni 1 1 W 31 14 Pt 15 6 Totals 100

(b)

圖20. WB 被覆試片在滑動速度為 1.95m/s、接觸應力為 255MPa 與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態;(b)EDS 成份分析

圖21. WB 被覆試片在滑動速度為 1.95m/s、接觸應力為 340MPa 與滑動距離為 584.4m 磨耗試驗條件下的磨耗表面形態

(19)

(a) (b)

O 24 64 Cr 3 2 Fe 31 24 La 1 1 W 31 7 Pt 10 2 Totals 100

(c)

圖24. WB-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為2.92m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態(b)針狀組織聚集成球狀的形態(c) EDS成份分析

(20)

圖25. WB-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為1.95m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的針狀組織形態

圖26. WB-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為2.92m/s、接觸應力為 255MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的(a)磨耗表面形態(b)針狀組織聚集成球狀的形態

圖27. WB-1.5%La2O3被覆試片在滑動速度為2.92m/s、接觸應力為 340MPa與滑動距離為584.4m磨耗試驗條件下的磨耗表面形態