蔡云秀,李 飛

(1.云南機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院，云南昆明 650000；2.昆明理工大學(xué)城市學(xué)院，云南昆明 650093)

CAI YunXiu1，LI Fei2，

(1.Yunnan Vocational College of Mechanical and Electricaol Tloegcyh,nKunming 650000,Yunnan,China；2. Kunming University of Science and Technology City Collengme，inKgu650093,Yunnan 650093,China )

近年來(lái)，鉻、鉬、鎳等合金供應(yīng)日趨緊張，價(jià)格飛漲，以硼化物為耐磨硬質(zhì)相的鐵基耐磨材料的研究日益受到人們的重視[1-3]，硼元素在地殼中的含量約占（3×10-4）%，我國(guó)儲(chǔ)量豐富，價(jià)格低廉且穩(wěn)定[3]。硼在α-Fe和γ-Fe中的溶解度分別小于0.0 004%和0.02%[4]，F(xiàn)e-C合金中加入硼元素后，大部分硼在凝固過(guò)程中以硬度高、高溫穩(wěn)定性好的硼化物的形式析出[5]，表現(xiàn)出類似高鉻鑄鐵的性能。在此基礎(chǔ)上，調(diào)節(jié)硼含量，控制硼化物體積分?jǐn)?shù)，將有可能獲得強(qiáng)韌搭配、價(jià)格低廉的新型耐磨材料。但目前的高硼鐵基合金是在鉻系鑄鋼基礎(chǔ)上發(fā)展起來(lái)的，鉻是合金中必要的添加元素，因此如何在不加鉻的情況下獲得高性能的耐磨材料將是未來(lái)研究的重點(diǎn)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

試驗(yàn)在實(shí)驗(yàn)室條件下進(jìn)行，廢鋼爐料在10 kg中頻感應(yīng)電爐中熔煉，使用碳粒增碳，熔清后插鋁脫氧，加入硼鐵(B含量18%)，造渣扒渣后在1 510 ℃左右出爐，靜置后澆鑄試樣，澆鑄溫度1 430 ℃，使用水玻璃砂鑄型。沖擊功使用JB30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)，試樣為20 mm×20 mm×110 mm無(wú)缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣，跨距70 mm，沖斷試樣使用洛氏硬度計(jì)測(cè)量其斷面硬度后，用Leica金相顯微鏡觀察其組織，并使用X射線衍射儀分析其凝固組織相構(gòu)成。X射線衍射（XRD）分析時(shí)實(shí)驗(yàn)參數(shù)：Cu-Kα輻射、管流200 mA、管壓 40 kV、掃描速度 1(°)/min，10°～100°耦合連續(xù)掃描,步進(jìn)0.02°。合金的硼含量使用ICP-AES法進(jìn)行分析，其余元素含量由PulsarA30金屬分析儀測(cè)定，分析結(jié)果如表1所示。

表1 Fe-0.4C-B合金的化學(xué)成分 wt%

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金凝固組織

鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金凝固組織見(jiàn)圖1，由圖可見(jiàn)，盡管合金的含碳量在中碳鋼范圍內(nèi)，但在普通鑄態(tài)條件下卻獲得了一定量的共晶組織，共晶組織隨著硼含量增加而增加。當(dāng)硼含量0.59%時(shí)，晶界上析出少量的沉淀相，并成顆粒狀和長(zhǎng)條狀分布在晶界周圍；當(dāng)硼含量達(dá)到1.46%時(shí)，黑色顆粒狀的初生奧氏體周圍有大量的共晶組織且呈網(wǎng)狀分布；硼含量進(jìn)一步增加到2.95%時(shí)，F(xiàn)e-0.4C-B合金呈現(xiàn)出類似過(guò)共晶白口鑄鐵的凝固組織，從圖中可以看出組織呈現(xiàn)為魚(yú)骨狀、菊花狀和白色塊狀。

圖1 鑄造Fe-0.4C-B合金凝固組織

圖2為 1、2、3、4號(hào) Fe-0.4C-B 合金試樣凝固組織的X射線衍射譜，由圖1可知鑄造Fe-0.4C-B合金凝固組織由鐵素體＋珠光體+硼化物組成，典型珠光體層片狀組織分布在初生奧氏體枝晶內(nèi)，鐵素體圍繞在初生奧氏體枝晶周圍，另由少量鐵素體分布在初生奧氏體顆粒間，硼化物多數(shù)呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在初生奧氏體枝晶周圍。

鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金的凝固過(guò)程是合金熔體在冷卻過(guò)程中，先析出初生奧氏體枝晶，由于硼在奧氏體中的最大溶解度為1 149 ℃時(shí)的0.02%，所以大量的硼原子聚集在初生奧氏體枝晶周圍的液相中，使液相中的硼原子濃度大于0.02%。隨后初生奧氏體枝晶長(zhǎng)大的同時(shí)不斷向周圍的液相中排出硼元素，當(dāng)溫度降到1 149 ℃時(shí)，初生奧氏體枝晶間的合金熔體發(fā)生共晶反應(yīng)生成共晶奧氏體和硼化物。在形核時(shí)，共晶奧氏體為領(lǐng)先相，共晶奧氏體長(zhǎng)大的過(guò)程中不斷的向周圍的液相中排出硼原子，這給硼化物的形核在成分上創(chuàng)造了條件，于是兩相交替形核和長(zhǎng)大，構(gòu)成了共晶組織，圖3為2號(hào)Fe-0.4C-B合金試樣凝固組織的掃描電鏡圖。

隨著溫度的進(jìn)一步降低，硼在奧氏體中的溶解度不斷減少，一部分的硼將置換Fe3C中的碳而固溶形成含硼滲碳體Fe3(C,B)，一部分以硼化物的形式析出在初生奧氏體枝晶晶界周圍，但因?yàn)榱勘容^少，與共晶萊氏體連成一片，難以分清。鐵素體在組織中的形態(tài)呈現(xiàn)不規(guī)則的塊狀，分布在初生奧氏體枝晶周圍，還有少量的分布在初生奧氏體顆粒中間。分布在初生奧氏體顆粒中間的鐵素體是由于硼的加入縮小了奧氏體區(qū)，如圖4所示[5]，從而減小了碳在奧氏體中的溶解度，所以在冷卻的過(guò)程中，冷卻速率大的先結(jié)晶形成了珠光體，冷卻速率小的結(jié)晶形成了鐵素體；分布在初生奧氏體枝晶周圍的鐵素體是由于硼化物的形成過(guò)程中消耗了大量的碳原子，初生奧氏體枝晶周圍的碳原子向共晶萊氏體組織擴(kuò)散的結(jié)果。圖1.c、d中出現(xiàn)類似過(guò)共晶組織的形態(tài)，網(wǎng)孔狀共晶組織雖也存在，但更多的是連成一片的魚(yú)骨狀和塊狀的共晶組織。

圖2 Fe-0.4C-B合金試樣凝固組織的X射線衍射譜

如圖1.a、b所示，硼化物呈連續(xù)網(wǎng)狀的萊氏體形態(tài)，圍繞在初生奧氏體枝晶周圍，鐵素體分布在初生奧氏體枝晶周圍，依附在硼化物(Fe23(C,B)6)上，少量的分布在初生奧氏體顆粒中間。隨著硼含量的增加，硼化物的百分含量在不斷增加，初生奧氏體枝晶周圍鐵素體的量在增加，這說(shuō)明碳含量近似相等的基礎(chǔ)上，硼含量越多，一定程度上促進(jìn)了鐵素體的形成。隨著硼含量的繼續(xù)增加，達(dá)到1.46%時(shí)，鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金凝固組織的初生相變成了大塊白長(zhǎng)條狀的硼化物，如圖1.c、d所示，X射線衍射(XRD)分析結(jié)果表明初生相為Fe2B，見(jiàn)圖2。

圖3 2號(hào)試樣組織的掃描電鏡圖

圖4 硼對(duì)Fe－Fe3C二元系中奧氏體單相區(qū)的影響

2.2 鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金的性能

表2 鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金的力學(xué)性能

硼化物是脆硬的化合物，所以基體是材料韌性的來(lái)源，基體的性能受碳含量的影響較大，同時(shí)硼化物的數(shù)量以及分布狀態(tài)也將對(duì)材料的韌性產(chǎn)生重要的影響[6]，因此硼、碳是決定高硼鐵基合金基本性能的最重要的元素。在碳含量一定的基礎(chǔ)上，材料韌性將由硼化物的數(shù)量以及分布狀態(tài)決定，隨著硼含量的增加，材料的硬度在不斷變大，材料的沖擊韌性在不斷降低，見(jiàn)表2。隨著硼含量的增加，初生奧氏體的室溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物珠光體和鐵素體量逐漸減少，而共晶萊氏體不斷增加，共晶萊氏體中含有大量硬、脆的硼化物，從而導(dǎo)致了試樣硬度不斷增加，而沖擊韌性不斷下降。

3 結(jié)論

（1）鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金，在砂型條件下其凝固組織為珠光體＋鐵素體＋少量馬氏體＋硼化物Fe23(C,B)6和Fe2B。硼化物Fe23(C,B)6組織形態(tài)呈現(xiàn)為連續(xù)網(wǎng)狀，其分布在初生奧氏體枝晶間，當(dāng)硼含量增加到1.46%時(shí)，鑄態(tài)Fe-0.4C-B合金凝固組織出現(xiàn)大塊白長(zhǎng)條狀的硼化物Fe2B。

（2）隨著硼含量的增加，硼化物Fe23(C,B)6的百分含量、硬度增加，沖擊韌度降低。在不加入鉻，碳含量一定的情況下，通過(guò)控制硼含量可以獲得硬度、強(qiáng)韌性較匹配的Fe-0.4C-B合金。

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