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铁硼合金广泛用作耐磨损零件材料,主要因其较为优异的耐磨粒磨损性能,且其主耐磨相Fe2B易形成,比同类高铬铸铁更为经济。在低碳钢基体上以堆焊增材制造硼合金,其熔敷层所受拘束度小,可获得更高厚度的耐磨合金层,提高零件在恶劣磨损条件下的服役寿命。然而,由于药芯焊丝需加入银片石墨来改善拉拔塑性,使堆焊熔敷硼合金以中高碳型为主,导致其变态脆性共晶α-Fe+Fe3（B,C）体积分数过高。极易萌生裂纹,致使熔敷合金易在外加载荷作用下剥落,妨碍其应用推广,因而中高碳型硼合金均面临“增韧”难题。鉴于此,本文采用“控碳增韧”原理,添加大量Ti组分,熔体首先原位析出高熔点高硬度的TiC相,固定大量的自由碳原子减少其形成变态共晶的概率,实现对中高碳型硼合金的增韧。本文在课题组已有研究结果的基础上,在药芯中添加Cr、Si等组分,改变初生硼化物形态并增加M2B相韧性。制备出一种耐磨性能良好的高硼耐磨合金,使之满足严苛工况条件下零部件的使用要求。用药芯焊丝明弧焊方法在低碳钢母板上熔敷三层Fe-C-Cr-Ti-B系硼合金,借助金相显微境、X-射线衍射仪、扫描电子显微镜以及其附带的能谱仪,配合硬度和耐磨性测试,探讨了不同B组分下Ti对中高碳型熔敷合金的显微组织和耐磨性的影响机理,并研究了V替代Ti组分对其合金组织及耐磨性的作用效果。首先,以碳化硼和硼铁组分联合加硼,研究了Ti对其明弧焊熔敷Fe-C-Cr-B系合金的显微组织和性能影响。结果显示,先析出TiC相可充当初生M2B相的非均匀成核核心,使之细化且弥散分布,随后包裹M2B相形成的相为M23（C,B）6而非M3（C,B）。由于先于M3（C,B）形成的M23（C,B）6相消耗了堆焊熔体大量的碳、硼自由原子,使剩余熔体无法满足形成变态共晶α-Fe+M3（B,C）的成分要求,从而有效规避脆性共晶的形成而使合金增韧。但TiC相大量析出,熔体析出M2B相所需的硼原子扩散供给阻力减小而使之尺寸增大。同时,内置于M2B相的TiC不断吸收M2B相生长所排挤出来的碳原子而长大,致使M2B相胀裂。随着Ti含量增加,高硼堆焊熔体晶体生长方式逐渐由非小平面型转变为小平面型。接着,研究了Ti对只加B4C组分的高硼堆焊合金的显微组织和性能的影响。当药芯组分加入1.3%的银片石墨,XRD谱显示堆焊合金出现了氧化物FeO,这表明其自保护性能明显不足。结果显示,Ti促进碳化硼分解,使初生M2B的析出变易;但当Ti铁组分加入量超过16.7%时,其合金组织发生显著改变,作为主耐磨相的初生M2B相消失而使合金耐磨性受到严重影响。Ti铁组分加入量超过30%时,堆焊熔敷硼合金的耐磨性提高至最佳。石墨加入量3.3%时,堆焊合金未出现初生M2B,只有当Ti铁组分量增加一定量时才析出。适宜的Ti量可形成α-Fe基体以及Ti C、M2B和M23（C,B）6等的多种相组成的强韧性配合良好组织。但石墨添加过量,碳化硼的分解受到抑制,不利于M2B等硬质相的形成。最后,探讨Ti对只添加FeB18组分高硼堆焊合金的显微组织和性能的影响。当石墨添加量为1.3%时,初生M2B大量析出,但因碳原子供给不足,M2B无M23（C,B）6包裹。随着Ti含量升高,其组织从过共晶型转向亚晶或共晶型,硬度和抗磨损性能显著下降;石墨添加量为3.3%时,Ti可改变M2B析出形式和晶粒取向。Ti含量增加,合金主耐磨相由不规则的团状变为规则四方,再转为条状,并逐渐减小直至消失,致使其组织形态由过共晶转向共晶。Ti能使初生耐磨相的显微硬度增加。在钛含量不变和碳含量增加的条件下,初生相形态由长条状、方块状变为团状,由M2B相变为M23（C,B）6+M2B复合相,合金硬度提高脆性增大耐磨性下降。