肖平安，張 霞，范安平，曹杰義，李晨坤

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高綜合性能亞共晶高鉻鑄鐵的燒結(jié)制備

肖平安，張 霞，范安平，曹杰義，李晨坤

(湖南大學材料科學與工程學院，長沙 410082)

以氣霧化粉末為原料，采用液相燒結(jié)(LPS)制備亞共晶高鉻鑄鐵(HCCIs)，系統(tǒng)研究燒結(jié)工藝參數(shù)對致密化行為、顯微組織演變和力學性能的影響規(guī)律。研究結(jié)果表明，采用LPS可以獲得相對致密度達99%以上的制品，但合適的燒結(jié)溫度范圍很窄；XRD分析表明燒結(jié)亞共晶高鉻鑄鐵由M7C3型碳化物、馬氏體和奧氏體構(gòu)成；金相分析顯示燒結(jié)樣晶粒細小，碳化物為一次晶桿狀，且分布均勻。隨燒結(jié)溫度升高和保溫時間延長，晶粒和碳化物均逐步粗化，其中溫度的影響更加顯著；而強度和沖擊韌性則呈現(xiàn)先升高后降低的變化規(guī)律。優(yōu)化的燒結(jié)工藝下高鉻鑄鐵的力學性能為：硬度HRC65，抗彎強度1 199 MPa，沖擊韌性4.6 J/cm2。并提出了一個燒結(jié)高鉻鑄鐵中碳化物形態(tài)演變的生長模型。

亞共晶高鉻鑄鐵；超固相線液相燒結(jié)；顯微組織；力學性能；生長模型

高鉻鑄鐵作為一種優(yōu)良的耐磨和抗磨材料，目前已廣泛應(yīng)用于冶金、礦山、建材、電力、交通、機械等領(lǐng)域，尤其在礦山、建材、電力球磨機中的應(yīng)用取得了良好的經(jīng)濟效益[1?3]。但實際應(yīng)用表明，硬度與韌性的良好兼顧仍然是高鉻鑄鐵面臨的主要問題，為了充分發(fā)揮效能和進一步擴大應(yīng)用范圍，研發(fā)綜合性能更加優(yōu)異的高鉻鑄鐵十分必要。其中，避免合金組織中形成粗大、邊緣棱角銳利的碳化物是有效克服其“孔洞效應(yīng)”與“切割效應(yīng)”獲得高強韌性高鉻鑄鐵的關(guān)鍵。碳化物的形態(tài)不僅對高鉻鑄鐵的強度、沖擊韌性等力學性能影響很大，而且與最終的耐磨性能密切相關(guān)，但是長期的研究證明要實現(xiàn)碳化物形態(tài)的有效控制和改善并不容易[4]。近年來材料工作者在控制、改善高鉻鑄鐵中碳化物形貌方面開展了卓有成效的研究，已經(jīng)報道的技術(shù)方法主要有多元微合金化[5]、變質(zhì)與孕育處理[6?9]、降低澆注溫度[10]、半凝固處 理[11?13]、快速/定向凝固[14?15]、懸浮鑄造[16]、熱處理[17]和塑性變形[18?19]等。其中，李浩[15]采用定向凝固技術(shù)控制碳化物的生長和形態(tài)，制備出了抗拉強度高于 2 000 MPa的高鉻鑄鐵。不過，由于高鉻鑄鐵的生產(chǎn)制備目前基本上采用鑄造方法，雖然有工藝性好、成本低廉和性能穩(wěn)定的特點，但是顯微組織粗大和調(diào)控碳化物生長與形態(tài)困難、穩(wěn)定性不理想等問題依然十分突出；而粉末冶金技術(shù)作為將金屬材料制備與制品成形加工結(jié)合起來的先進技術(shù)，能明顯改善材料組織和性能，制造熔煉法不能制造的具有獨特組織結(jié)構(gòu)的高性能材料[20]。

本文以氣霧化高鉻鑄鐵粉末為原料，采用粉末冶金燒結(jié)技術(shù)制備高鉻鑄鐵。由于原料粉末具備快速冷卻組織特性，而且在燒結(jié)過程中碳化物的生長條件與在鑄造條件下的相應(yīng)條件存在明顯的差異，因而有望探索出一種有效控制高鉻鑄鐵顯微組織和碳化物生長的新技術(shù)，從而獲得綜合力學性能更佳的高鉻鑄鐵耐磨材料。

1 實驗

實驗采用的亞共晶高鉻鑄鐵原料粉末通過氮氣霧化制備，其碳當量為3.2%，Cr與C質(zhì)量百分比為7.2。如圖1中的掃描電子顯微鏡(SEM)照片所示，原料粉末基本呈球形；采用BT-9300H型激光粒度分析儀對原料粉末的粒度特性進行檢測，結(jié)果顯示粒度分布范圍較窄，50為20.11 μm。

圖1 高鉻鑄鐵原料粉末的形貌

原料粉末的壓制在WE-10A型液壓機上進行，為保證粉末具有良好的壓制性能，使用石蠟作為成形劑，其添加量為3%，壓制壓力350 MPa。

壓坯的燒結(jié)在GSL1600X型真空管式爐上進行，真空度為5~50 Pa，為獲得高密度制品采用超固相線液相燒結(jié)技術(shù)。在Sta449C型同步差熱分析儀上獲得的實驗合金的液固二相區(qū)溫度范圍為1 250~1 270 ℃，在燒結(jié)實驗中分別改變燒結(jié)溫度和燒結(jié)時間，系統(tǒng)研究燒結(jié)制品的顯微組織和力學性能變化規(guī)律，建立燒結(jié)工藝?顯微組織?力學性能關(guān)系，并確定出優(yōu)化的燒結(jié)工藝。

燒結(jié)樣品的力學性能測試指標包括硬度、抗彎強度和沖擊韌性。首先通過線切割和表面磨削加工出尺寸為5 mm×5 mm×50 mm的標準試樣，然后分別在WDW-100型電子萬能力學試驗機和JB-5型沖擊試驗機上進行抗彎強度和沖擊韌性測量，每個實驗數(shù)據(jù)均取3次測試結(jié)果的平均值；硬度測量在斷裂后的標準試樣的側(cè)面上進行，使用硬度測量儀，所獲得的每個硬度值數(shù)據(jù)為5個測量點的平均值。

燒結(jié)樣品的深腐蝕在4%鹽酸酒精溶液中進行，試樣洗凈后放入其中浸泡24 h，之后取出在超聲波分散儀中用水清潔，供顯微組織觀察分析。

采用FEIQUANTA200型環(huán)境掃描電鏡對粉末和燒結(jié)樣品進行形貌和顯微組織觀察分析，采用D8- advance型X射線衍射儀(XRD，Cu靶，=0.154 05 nm)分析燒結(jié)樣品中的物相組成；使用Leitz-MM6型光學顯微鏡(OM)開展金相組織觀察分析，樣品腐蝕劑為4%硝酸酒精溶液或氯化鐵鹽酸溶液；采用阿基米德原理測定燒結(jié)樣品的密度。

2 結(jié)果與討論

2.1 原料粉末的顯微組織

圖2為經(jīng)不同腐蝕劑腐蝕后氣霧化高鉻鑄鐵粉末的顯微組織照片，其中，圖2(a) 為使用氯化鐵鹽酸溶液腐蝕后原料粉末的SEM二次電子像，顯示碳化物為桿狀，具有明顯的形核核心且以花束狀向外生長，基本上沒有出現(xiàn)二次枝晶，這是由于氣霧化冷卻速度很高的緣故；圖2(b)為使用硝酸酒精溶液腐蝕后原料粉末的顯微組織照片，圖中白色為碳化物，灰色為奧氏體基體,可以看出碳化物從形核中心呈放射束狀生長。根據(jù)文獻[21]的報道，成分相近的亞共晶高鉻鑄鐵氣霧化粉末中形成的碳化物為M7C3型。

圖2 腐蝕后氣霧化高鉻鑄鐵粉末的顯微組織

2.2 燒結(jié)溫度和時間對密度和硬度的影響

圖3為保溫時間為120 min的條件下，燒結(jié)試樣的密度和硬度隨燒結(jié)溫度的變化曲線。由圖可知，密度和硬度隨燒結(jié)溫度升高先增大后減小，當燒結(jié)溫度為1 262 ℃時，高鉻鑄鐵的密度和硬度同時達到最大值，分別為7.65 g/cm3和HRC66.4。由于采用液相技術(shù)燒結(jié)，在液固二相區(qū)中適當提高燒結(jié)溫度可以增加液相的生成量，有利于液相燒結(jié)的充分進行，因此燒結(jié)樣品的密度與硬度同步提高；但當燒結(jié)溫度過高時會引起液相體積分數(shù)過量，不僅導(dǎo)致制品發(fā)生外部變形，而且液相燒結(jié)過程中的毛細管力不能充分發(fā)揮作用，導(dǎo)致致密度和硬度下降。由圖3可以看出合適的燒結(jié)溫度范圍很窄，約為(1 262±3) ℃。

圖4為燒結(jié)溫度為1 262 ℃的條件下，燒結(jié)試樣的密度和硬度隨燒結(jié)保溫時間變化的曲線。由圖4可見，燒結(jié)試樣的密度基本隨保溫時間延長而增大，不過前期變化比較顯著，超過120 min之后變化較小，這符合一般的液相燒結(jié)致密化規(guī)律。硬度隨燒結(jié)保溫時間的延長先增大后減小，這是由于初期延長保溫時間使密度不斷提高，碳化物細小且分布均勻，所以硬度增加；但若保溫時間過長，碳化物發(fā)生粗化且分布均勻性降低，導(dǎo)致硬度降低。

圖3 燒結(jié)試樣密度和硬度隨燒結(jié)溫度的變化曲線(保溫時間120 min)

圖4 燒結(jié)試樣密度和硬度隨保溫時間變化曲線(燒結(jié)溫度1 262 ℃)

2.3 燒結(jié)工藝對顯微組織演變的影響

圖5為燒結(jié)樣品的顯微組織隨燒結(jié)溫度變化的金相照片(保溫時間為120 min)，圖中白色部分為碳化物，不連續(xù)地分布在晶界上，灰色部分為基體組織。從圖5可以看出，燒結(jié)高鉻鑄鐵中的基體晶粒細小，碳化物為桿狀；但隨燒結(jié)溫度升高，碳化物尺寸和晶粒尺寸逐漸增大，并且碳化物在粗化的同時還會出現(xiàn)枝晶生長。

圖5 燒結(jié)溫度對顯微組織的影響(燒結(jié)時間120 min)

圖6為燒結(jié)溫度為1 262 ℃時燒結(jié)樣品的顯微組織隨燒結(jié)保溫時間變化的金相照片。由圖可見，隨保溫時間延長，碳化物尺寸和晶粒大小的變化規(guī)律與提高燒結(jié)溫度時相似，但是粗化速度明顯降低，與此同時，碳化物的析出越來越充分。因為提高燒結(jié)溫度不僅會增大擴散系數(shù)，而且增加液相體積分數(shù)，從而有效加速顯微組織的粗化。

不過，由于在超固相線液相燒結(jié)中液相是在晶界和亞晶界部位生成，而碳化物也是在這些位置優(yōu)先長大和粗化，能夠有效阻礙基體晶粒的長大和相互合并，因而燒結(jié)高鉻鑄鐵具有比較細小的晶粒尺寸。

圖7為鑄造高鉻鑄鐵和燒結(jié)高鉻鑄鐵的深腐蝕顯微組織對比。如圖所示，鑄造高鉻鑄鐵和粉末冶金高鉻鑄鐵碳化物形貌存在明顯差別。在鑄態(tài)高鉻鑄鐵中的碳化物(圖7(a))以連續(xù)菊花花瓣狀成簇生長，對基體的分割作用十分明顯；在碳化物內(nèi)可以觀察到明顯的中空結(jié)構(gòu)，且枝晶發(fā)達，容易引起應(yīng)力集中。而燒結(jié)態(tài)高鉻鑄鐵碳化物呈現(xiàn)較規(guī)則的桿狀結(jié)構(gòu)，較均勻分布于高鉻鑄鐵基體中，沒有出現(xiàn)中空的碳化物結(jié)構(gòu)，這種形態(tài)的碳化物有利于提高高鉻鑄鐵的力學性能和耐磨性。

圖6 保溫時間對顯微組織的影響

圖7 鑄態(tài)和燒結(jié)態(tài)高鉻鑄鐵的深腐蝕顯微組織

2.4 燒結(jié)高鉻鑄鐵中的物相構(gòu)成

圖8為燒結(jié)溫度1 262 ℃保溫時間120 min燒結(jié)樣品的XRD圖譜。經(jīng)分析基體組織為馬氏體加少量的殘余奧氏體，碳化物為M7C3型。這首先可能與原料粉末為非平衡組織有關(guān)，其次在燒結(jié)保溫過程中由于是液固混合狀態(tài)，元素的擴散系數(shù)相對較小，使得體系最終達不到合金元素平衡分布，所以增強了基體的淬透性。實驗研究中的SEM微區(qū)分析結(jié)果也顯示，基體中Mo和V的固溶量高于鑄態(tài)高鉻鑄鐵的分析報道[22]。

圖8 燒結(jié)態(tài)高鉻鑄鐵樣品的XRD圖譜

2.5 燒結(jié)過程中碳化物演變模型的建立

針對燒結(jié)高鉻鑄鐵中碳化物為何會呈一次晶桿狀生長，根據(jù)原料粉末的顯微組織特點和超固相線液相燒結(jié)技術(shù)的特性提出了如圖9所示的顯微組織演變模型。

圖9(a)為超固相線液相燒結(jié)初期顯微組織示意圖，碳化物為一次晶細小桿，呈放射狀成簇分布，在粉末顆粒間的表面首先形成液相，并使粉末顆粒發(fā)生重排。而圖9(b)、圖9(c)為燒結(jié)中、末期的顯微組織示意圖，此時在粉末內(nèi)部晶界處也生成了液相，并導(dǎo)致粉末碎裂和二次重排；由于液相的生成，位于液相區(qū)的原有細小桿狀碳化物可以作為碳化物生長的基礎(chǔ)，繼續(xù)不斷長大，而且燒結(jié)溫度遠低于鑄造時的澆注溫度，生長的基底很多，因而碳化物的生長只能有限進行，最終仍然保持為一次晶桿狀；與此同時，由于擴散速度和溶解度的差異，存在于固相內(nèi)部的碳化物一次晶細桿則會逐步溶解，直至消失。這樣的生長演變規(guī)律最終形成圖9(d)所示的顯微組織結(jié)構(gòu)；由于液相燒結(jié)能控制晶粒長大，而碳化物主要沿晶界生長，可以起到阻礙晶粒生長與相互吞并的作用，因此獲得的燒結(jié)樣的晶粒細小。

2.6 燒結(jié)溫度對高鉻鑄鐵力學性能的影響

圖10為通過實驗獲得的沖擊韌性和抗彎強度隨燒結(jié)溫度的變化曲線，燒結(jié)時間為120 min。由圖可見，在研究的燒結(jié)溫度范圍內(nèi)抗彎強度和沖擊韌性隨燒結(jié)溫度升高先增大后降低，當溫度為1 264 ℃時達到最大值，分別為1 199 MPa和4.6 J/cm2。與成分相近的鑄造態(tài)高鉻鑄鐵相比，抗彎強度[1]和沖擊韌性[23]得到有效提高。

強度和沖擊韌性屬于對材料密度與顯微組織敏感的力學性能指標。當燒結(jié)溫度低于1 264 ℃時，隨溫度升高，燒結(jié)樣品的密度相應(yīng)增大，使其抗彎強度和沖擊韌性不斷提高；而燒結(jié)溫度超過1 264 ℃后，由于燒結(jié)過程中液相形成量過大，導(dǎo)致晶粒和碳化物快速粗化，從而引起抗彎強度和沖擊韌性降低。從保障強度和韌性的角度考慮，合適的燒結(jié)溫度范圍為1 263~1 267℃。

圖9 粉末冶金液相燒結(jié)組織演變示意圖

圖10燒結(jié)高鉻鑄鐵的抗彎強度和沖擊韌性隨燒結(jié)溫度的變化曲線

3 結(jié)論

1) 在氣霧化制備的高鉻鑄鐵粉末中碳化物圍繞形核核心呈放射狀析出，碳化物析出多為一次枝晶。

2) 通過超固相線液相燒結(jié)技術(shù)可以獲得相對密度達99%以上的高鉻鑄鐵，并且密度和硬度隨燒結(jié)溫度升高和保溫時間延長先升高后降低。最高密度可達7.65 g/cm3，最高硬度為HRC 66.4。

3) 燒結(jié)態(tài)高鉻鑄鐵由馬氏體、奧氏體和M7C3型桿狀碳化物組成，晶粒細小，碳化物為一次晶，分布均勻。隨著燒結(jié)溫度和時間的提升，晶粒度和碳化物尺寸均逐漸粗化。

4) 所制備的高鉻鑄鐵在擁有高硬度的同時具有高強度和良好的韌性，優(yōu)化的燒結(jié)工藝條件下抗彎強度和沖擊韌性可分別達到1 199 MPa和4.6 J/cm2。

REFERENCES

[1] 王 均, 沈保羅, 高升吉, 等. 16Cr2MolCu高鉻鑄鐵在亞臨界處理中硬化行為研究[J]. 材料科學與工藝, 2005, 13(1): 78. WANG Jun, SHEN Bao-luo, GAO Sheng-ji, et al. A study on hardening behavior for high chromium cast iron16Cr2Mo1Cu under sub-critical treatment [J]. Materials Science and Technology, 2005, 13(1): 78.

[2] 向道平. 多種抗磨材料抗磨性能綜合評價[D]. 四川: 四川大學, 2004: 12. XIANG Dao-ping.Synthetic evaluating investigation on wear resistant properties of several wear resistant materials [D]. Sichuan: Sichuan University, 2004: 12.

[3] 王春景, 鄧宏遠, 陳自立, 等. 高鉻鑄鐵生產(chǎn)及應(yīng)用實例[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2011: 2. WANG Chun-jing, DENG Hong-yuan, CHEN Zi-li, et al. High Chromium Cast Iron Production and Application Examples [M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2011: 2.

[4] HANLON D N, RAINFORTH W M, SELLARS C M. Effect of spray forming on the microstructure and properties of a high chromium white cast iron [J]. Journal of Materials Science, 1999, 34(10): 2291?2301.

[5] 譚銀元, 許小平. 多元低合金對高鉻錳白口鑄鐵組織和性能的影響[J]. 南京理工大學學報, 2001, 25(2): 160?164. TAN Yin-yuan, XU Xiao-ping. Effect of multi-element low alloys on the microstructure and properties of high Cr-Mn white cast iron [J].Journal of Nanjing University of Science and Technology, 2001, 25(2): 160?164.

[6] 楊慶祥, 趙亞坤, 廖 波, 等. 稀土對高鉻鑄鐵碳化物形態(tài)及相變動力學的影響[J]. 中國稀土學報, 1998(2): 166?169. YANG Qing-xiang, ZHAO Ya-kun, LIAO Bo, et al. Effect of RE on the high chromium cast iron carbide morphology and kinetics of phase transformation [J]. Journal of the Chinese Rare Earth Society, 1998(2): 166?169.

[7] PEEV K, RADULOVIC M, FISET M. Modification of Fe-Cr-C alloys using mischmetal [J]. Journal of Materials Science Letters, 1994(1): 112?114.

[8] 馬國睿. 高鉻鑄鐵稀土復(fù)合變質(zhì)處理的研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱理工大學, 2005. MA Guo-rui. Study of rare compound modification treatment on the high chromium cast iron [D]. Hrbin: Hrbin University of Science and Technology, 2005.

[9] 柳 青. 高鉻鑄鐵中碳化物的變質(zhì)處理[D]. 濟南: 山東大學, 2011. LIU Qing. The modification of carbides in high-chromium cast irons [D]. Shandong: Shandong University, 2011.

[10] LAIRD H G. Microstructures of Ni-Hard Ι, Ni-hard ΙV and high-Cr-C white cast irons [J]. AFS Transaction. 1991(99): 339?357.

[11] 王玉陶. 高鉻鑄鐵半凝固態(tài)成形技術(shù)的研究[D]. 太原:太原科技大學, 2008. WANG Yu-tao. Research of Fe-Cr-C cast iron of SSM [D]. Taiyuan: University of Science and Technology of Taiyuan, 2008.

[12] 皇志富, 黃衛(wèi)東, 張安峰, 等. 半固態(tài)過共晶高鉻鑄鐵的沖擊及磨損性能研究[J]. 西安交通大學學報, 2005, 39(7): 775?778. HUANG Zhi-fu, HUANG Wei-dong, ZHANG An-feng, et al. Impact and wear properties of semisolid hypereutectic high chromium cast iron [J]. Academic Journal of Xi’an Jiaotong University, 2005, 39(7): 775?778.

[13] 王紅超, 游曉紅, 王錄才. 高鉻鑄鐵半凝固態(tài)成形工藝的研究[J]. 山西科技, 2010, 25(4): 10?13. WANG Hong-chao, YOU Xiao-hong, WANG Lu-cai. Research on semi solid forming process of high chromium cast iron [J]. Shanxi Science and Technology, 2010, 25(4): 10?13.

[14] SHEAN K H W, HEMANTH J, SHARMA S C. The rolling/sliding wear response of conventionally processed and spray formed high chromium content cast iron at ambient and elevated temperature [J]. Wear, 1996, 192(1): 134?140.

[15] 李 浩. 高鉻鑄鐵中碳化物生長形態(tài)的研究[D]. 西安: 西北工業(yè)大學, 2007. LI Hao.Study on the morphology of the carbides in high chromium cast iron [D]. Xi’an: North Western Polytechncal University, 2007.

[16] 李秋書, 劉卯生. 懸浮鑄造對高鉻白口鑄鐵組織和性能的影響[J]. 太原重型機械學院學報, 2002, 23(1): 56?59. LI Qiu-shu, LIU Mao-sheng, Effect of suspension casting on Microstructure and properties of high chromium white cast iron [J]. Journal of Taiyuan Heavy Machinery Institute, 2002, 23(1): 56?59.

[17] BINER S B. PhD thesis. University of Aston, UK, 1981.

[18] 孫 遜, 范亞地. 高鉻鑄鐵可鍛性和鍛后機械性能[J]. 機械工程學報, 1990, 26(2): 19?25. SUN Xun, FAN Ya-di. High chromium cast iron forge ability and its mechanical properties after forging [J]. Journal of Mechanical Engineering, 1990, 26(2): 19?25.

[19] 邢書明, 劉建華, 李云江, 等. 白口鐵熱變形時碳化物破碎行為的研究[J]. 鋼鐵, 1995(2): 58?60. XING Shu-ming, LIU Jian-hua, LI Yun-jiang, et al. The behaviour of carbide in white cast iron during hot deformation [J]. Steel, 1995(2): 58?60.

[20] 李祖德. 粉末冶金內(nèi)涵百年演變[J]. 粉末冶金材料科學與工程, 2012, 17(3): 279. LI Zu-de. Evolution of powder metallurgy connotation in a hundred years [J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2012, 17(3): 279.

[21] DAI Yong-min, YANG Min, SONG Chang-jiang, et al. Solidification structure of C2.08Cr25.43Si1.19MnFe70.87powders fabricated by high pressure gas atomization [J]. Materials Characterization, 2010, 61: 116?122.

[22] 孫志平. 高鉻鑄鐵亞臨界處理中的硬化行為、機制及其對耐磨性的影響研究[D]. 成都: 四川大學, 2004. SUN Zhi-ping.Study on the hardening behavior, mechanism and their influence on abrasion resistance of high chromium white iron subjected to sub-critical treatment [D]. Chengdu: Sichuan University, 2004.

[23] HOU Yun-cheng, WANG You, PAN Zhao-yi, et al. Influence of rare earth nanoparticles and inoculants on performance and microstructure of high chromium cast iron [J]. Journal of Rare Earths, 2012, 30(3): 287.

(編輯 高海燕)

Sintered high performance hypoeutectic high chromium cast iron

XIAO Ping-an, ZHANG Xia, FAN An-ping, CAO Jie-yi, LI Chen-kun

(School of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)

The hypoeutectic high chromium cast irons (HCCIs) were fabricated by liquid phase sintering (LPS) technology using gas atomized powders as raw material. The effect of sintering parameters on densification, microstructure and mechanical properties was studied systematically. The results show that, the products of relative density up to 99% can be obtained by this method, but proper sintering temperature is very narrow. The X-ray diffraction (XRD) reveals that the hypoeutectic HCCIs holds the follow constituents in its matrix: M7C3carbide, martensite and austenite, and metallographic analysis shows that the grains are fine, M7C3carbides are crystal rod with uniform distribution. With increasing sintering temperature and holding time, both grain size and carbide are coarsen gradually, while the strength and toughness increase first and then decrease, in which the temperature has a more significant effect. Under the optimum conditions, the mechanical properties of sintered hypoeutectic HCCIs are: hardness HRC65, bending strength 1195MPa, and impact toughness 4.6J/cm2. A model about carbide morphology evolution of sintered hypoeutectic HCCIs has been proposed.

hypoeutectic HCCIs; LPS; microstructure; mechanical properties; model

TF124

A

1673-0224(2015)1-78-08

國家自然科學基金資助項目(51074070)；湖南省自然科學基金資助項目(13JJ3043)；新金屬材料國家重點試驗室開放基金資助項目(2012-206)

2014-04-04；

2014-06-22

肖平安，教授，博士。電話：18900734730; E-mail：changcluj@163.com