重熔过共晶Fe-C-B合金初生Fe2B的凝固遗传及消除

通过重熔和施加脉冲电流，研究了过共晶Fe-C-B合金凝固组织中初生Fe2B的遗传性和消除方法.当不施加电脉冲时，重熔难以有效消除过共晶Fe-C-B合金初生Fe2B的凝固遗传性.重熔温度较低时施加电脉冲影响凝固组织中初生Fe2B的空间分布但不改变其长杆状形态.提高重熔温度并施加电脉冲能消除凝固组织遗传的影响，使Fe2B由长杆状转变为颗粒状，并明显减少Fe2B的析出.

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第36卷第5期北京科技大学学报 Vol.36 No.5 2014年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2014 重熔过共晶FeC-B合金初生Fe,B的凝固遗传及消除刘谨”，黎振华》四，岑启宏”，刘美红) 1)昆明理工大学材料科学与工程学院，昆明6500932)昆明理工大学机电工程学院，昆明650093 ☒通信作者，E-mail:Izhkust(@sina.com 摘要通过重熔和施加脉冲电流，研究了过共晶FC一B合金凝固组织中初生F,B的遗传性和消除方法.当不施加电脉冲时，重熔难以有效消除过共品FeC-B合金初生F,B的凝固遗传性.重熔温度较低时施加电脉冲影响凝固组织中初生 Fe,B的空间分布但不改变其长杆状形态.提高重熔温度并施加电脉冲能消除凝固组织遗传的影响，使F2B由长杆状转变为颗粒状，并明显减少Fe,B的析出. 关键词过共晶合金：铁合金：凝固：重熔：电脉冲：硼化物分类号TG244·.3 Heredity of primary Fe,B in remelted hypereutectic Fe-C-B alloys and its uniform treatment LIU Jin'”,I Zhen--huaa,CEN Qi-hong”,IU Mei-hong 1)School of Materials Science and Engineering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093,China 2)School of Mechanical and Electrical Engineering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093.China Corresponding author,E-mail:lzhkust@sina.com ABSTRACT The heredity of primary Fe,B in the solidification structure of hypereutectic Fe-C-B alloys and a uniform treatment method were investigated by remelting and electric pulse treatment.The results show that it is difficult to eliminate the heredity of primary Fe,B only by remelting.When exerting electric pulse at a lower remelting temperature,it changes the distribution of primary Fe,B in the solidification structure but does not change the long rod shape.But when exerting electric pulse at a higher remelting temperature,it can eliminate the effect of solidification structure heredity,the shape of Fe,B changes from the long rod shape to particle shape,and the precipitation of FeB decreases obviously. KEY WORDS hypereutectic alloys;iron alloys:solidification:remelting:electric pulse:borides 以硼为主要合金元素的高硼铁基耐磨合金近年布，影响了合金性能的进一步发挥.初生硼化物来受到人们的广泛关注.前期工作中，我们在普通 Fe,B的形态和分布控制是提高过共晶Fe-C-B合碳钢中加入适量硼获得的亚共晶FeC-B合金，具金性能的关键. 有高硬度和较好的强韧性，应用前景良好皿.过共合金凝固组织遗传性最早为法国科学家Levi) 晶Fe-C-B合金由于大量硬质初生相Fe,B的存提出，其本质是凝固组织与合金液态结构密切相关. 在回，其硬度和耐磨性有可能进一步提高；但过共由于液态金属结构的复杂性和研究手段所限，有关晶FeC-B合金凝固组织由初生硼化物Fe2B和共凝固组织遗传性的研究目前仍然多集中于熔点较低晶莱氏体组成，硬脆的Fe,B长杆状在空间杂乱分纯金属与合金)，对过共晶白口铸铁等具有初生收稿日期：2013-0307 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50701020,50705040,51171073)：云南省中青年学术技术带头人后备人才培养资助项目(2008PY011, 2009C022):教有部留学回国人员科研启动基金资助项目 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.05.013:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷第 5 期 2014 年 5 月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 5 May 2014 重熔过共晶 Fe--C--B 合金初生 Fe2 B 的凝固遗传及消除刘谨1) ，黎振华1) ，岑启宏1) ，刘美红2) 1) 昆明理工大学材料科学与工程学院，昆明 650093 2) 昆明理工大学机电工程学院，昆明 650093  通信作者，E-mail: lzhkust@ sina． com 摘要通过重熔和施加脉冲电流，研究了过共晶 Fe--C--B 合金凝固组织中初生 Fe2B 的遗传性和消除方法．当不施加电脉冲时，重熔难以有效消除过共晶 Fe--C--B 合金初生 Fe2B 的凝固遗传性．重熔温度较低时施加电脉冲影响凝固组织中初生 Fe2B 的空间分布但不改变其长杆状形态．提高重熔温度并施加电脉冲能消除凝固组织遗传的影响，使 Fe2B 由长杆状转变为颗粒状，并明显减少 Fe2B 的析出．关键词过共晶合金; 铁合金; 凝固; 重熔; 电脉冲; 硼化物分类号 TG 244 + . 3 Heredity of primary Fe2B in remelted hypereutectic Fe-C-B alloys and its uniform treatment LIU Jin1) ，LI Zhen-hua1)  ，CEN Qi-hong1) ，LIU Mei-hong2) 1) School of Materials Science and Engineering，Kunming University of Science and Technology，Kunming 650093，China 2) School of Mechanical and Electrical Engineering，Kunming University of Science and Technology，Kunming 650093，China  Corresponding author，E-mail: lzhkust@ sina． com ABSTＲACT The heredity of primary Fe2B in the solidification structure of hypereutectic Fe-C-B alloys and a uniform treatment method were investigated by remelting and electric pulse treatment． The results show that it is difficult to eliminate the heredity of primary Fe2B only by remelting． When exerting electric pulse at a lower remelting temperature，it changes the distribution of primary Fe2B in the solidification structure but does not change the long rod shape． But when exerting electric pulse at a higher remelting temperature，it can eliminate the effect of solidification structure heredity，the shape of Fe2B changes from the long rod shape to particle shape，and the precipitation of Fe2B decreases obviously． KEY WOＲDS hypereutectic alloys; iron alloys; solidification; remelting; electric pulse; borides 收稿日期: 2013--03--07 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50701020，50705040，51171073) ; 云南省中青年学术技术带头人后备人才培养资助项目( 2008PY011， 2009CI022) ; 教育部留学回国人员科研启动基金资助项目 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 05． 013; http: / /journals． ustb． edu． cn 以硼为主要合金元素的高硼铁基耐磨合金近年来受到人们的广泛关注．前期工作中，我们在普通碳钢中加入适量硼获得的亚共晶 Fe--C--B 合金，具有高硬度和较好的强韧性，应用前景良好［1］．过共晶 Fe--C--B 合金由于大量硬质初生相 Fe2B 的存在［2］，其硬度和耐磨性有可能进一步提高; 但过共晶 Fe--C--B 合金凝固组织由初生硼化物 Fe2B 和共晶莱氏体组成，硬脆的 Fe2B 长杆状在空间杂乱分布，影响了合金性能的进一步发挥．初生硼化物 Fe2B 的形态和分布控制是提高过共晶 Fe--C--B 合金性能的关键．合金凝固组织遗传性最早为法国科学家 Levi［3］提出，其本质是凝固组织与合金液态结构密切相关．由于液态金属结构的复杂性和研究手段所限，有关凝固组织遗传性的研究目前仍然多集中于熔点较低纯金属与合金［4--6］，对过共晶白口铸铁等具有初生

第5期刘谨等：重熔过共晶FeC-B合金初生FezB的凝固遗传及消除 ·651· 高熔点硬质相的复杂高熔点合金尚较少涉及.近年 4000r 来，重熔与电脉冲改变合金液结构和消除凝固组织 3500 ■Gt-fe 遗传]的作用逐渐为人们所认识，但有关过共晶 FeB 3000 ◆FeC FeC-B合金的凝固遗传性及重熔和电脉冲的影响 2500 ★FeB.C 研究尚未见报道.本文以过共晶Fe一C一B合金为对 2000 象，考察电脉冲和重熔温度对过共晶Fe-C-B合金强 1500 凝固组织遗传性的影响，对于认识高熔点复杂金属 1000 液态结构，丰富完善金属遗传学@，改善过共晶 500 0 Fe-C-B合金性能，具有重要意义. 10 20 30 4050607080 20) 1实验材料及方法图1过共品Fe-C-B合金X射线衍射图谱 Fig.1 X-ray diffraction pattern of the hypereutectic FeC-B alloy 实验材料在50kg中频感应炉内熔炼，炉料为废钢(0.15%C)、生铁(3.3%C)、硼铁(0.11%C, 19.5%B).待钢水温度升至1530℃时，经造渣、扒渣和铝脱氧后，在砂型中浇注为20mm×150mm 的合金试样.合金的化学成分见表1.热分析方法测得合金的液相线和固相线温度分别为1148℃和 1067℃.根据Fe-C-B合金相图研究的结果m,合金在平衡凝固条件下首先析出硼化物F©2B(硼的质量分数为8.4%)，体心正方结构，a=0.5109nm, 时间体 c=0.4249nm,c/a=0.832,随后在冷却的过程中发图2实验中使用的脉冲电流波形示意图生L→y+Fe,B共晶反应，随着温度的进一步降低， Fig.2 Schematic diagram of electric pulse used in the experiment 剩余液相将发生L+Fe,By+Fe,(C,B)的包共晶反应，反应生成物依附于共晶莱氏体上，难以明确区为经1220℃保温5min重熔后随炉冷却试样；试样3 分.继续冷却时，共晶和包共晶奥氏体发生共析转为经1320℃保温5min重熔后随炉冷却的试样；试变生成珠光体组织.转变结束后，随着温度的降低，样4为在1220℃保温5min重熔后，在随炉冷却过直至室温组织不再发生转变.这与前期研究观察到程中施加40min脉冲电流的试样；试样5为在 1320℃保温5min重熔后，在随炉冷却过程中施加的该合金在砂型铸造条件下凝固组织由先共晶 Fe,B和共晶莱氏体组成回的结果基本一致.试样 44mim脉冲电流的试样.试样4和试样5停止施加 X射线衍射分析结果如图1所示，其凝固组织存在脉冲电流的温度都是位于固相线温度以下的 FezB及FeC、Fe,(B,C)等物相，其中初生硼化物为 975℃.随炉冷却时，从1320℃下降到975℃需要约 Fe,B,Fe（B,C)为随后凝固过程中发生的 44min,平均冷却速度为7.8℃min-1.所有经过脉冲电流处理的试样使用的脉冲电流参数均相同，如 L+FeBy+Fe3(C,B)包共晶反应产物，而FeC 则是γ相的固态相变析出产物四.实验用试样外表2所示. 将凝固冷却后的五个试样分别沿图3所示的横套陶瓷管置于高温管式电阻炉内，高压脉冲电源通截面和纵剖面切开后，在Leica EZ4D型光学显微镜过导线和电极与试棒可靠连接.电源输出的脉冲电下观察其凝固组织，结果如图4所示流波形如图2所示. 纵截面横截面表1试样的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of samples 会 B Si Mn Fe 0.363.11 0.210.37 <0.02<0.03余量 75 150 通过改变工艺参数，获得分别经历不同处理的图3金相试样取样位置（单位：mm) 五个试样.其中试样1为浇铸后的铸态试样；试样2 Fig.3 Sampling positions of metallographic specimens (unit:mm)

第 5 期刘谨等: 重熔过共晶 Fe--C--B 合金初生 Fe2B 的凝固遗传及消除高熔点硬质相的复杂高熔点合金尚较少涉及．近年来，重熔与电脉冲改变合金液结构和消除凝固组织遗传［7--9］的作用逐渐为人们所认识，但有关过共晶 Fe--C--B 合金的凝固遗传性及重熔和电脉冲的影响研究尚未见报道．本文以过共晶 Fe--C--B 合金为对象，考察电脉冲和重熔温度对过共晶 Fe--C--B 合金凝固组织遗传性的影响，对于认识高熔点复杂金属液态结构，丰富完善金属遗传学［10］，改善过共晶 Fe--C--B 合金性能，具有重要意义． 1 实验材料及方法实验材料在50 kg 中频感应炉内熔炼，炉料为废钢( 0. 15% C) 、生铁( 3. 3% C) 、硼铁( 0. 11% C， 19. 5% B) ．待钢水温度升至 1530 ℃ 时，经造渣、扒渣和铝脱氧后，在砂型中浇注为 20 mm × 150 mm 的合金试样．合金的化学成分见表 1．热分析方法测得合金的液相线和固相线温度分别为 1148 ℃ 和 1067 ℃ ．根据 Fe--C--B 合金相图研究的结果［11］，合金在平衡凝固条件下首先析出硼化物 Fe2B ( 硼的质量分数为 8. 4% ) ，体心正方结构，a = 0. 5109 nm， c = 0. 4249 nm，c / a = 0. 832，随后在冷却的过程中发生 L→γ + Fe2B 共晶反应，随着温度的进一步降低，剩余液相将发生 L + Fe2B→γ + Fe3 ( C，B) 的包共晶反应，反应生成物依附于共晶莱氏体上，难以明确区分．继续冷却时，共晶和包共晶奥氏体发生共析转变生成珠光体组织．转变结束后，随着温度的降低，直至室温组织不再发生转变．这与前期研究观察到的该合金在砂型铸造条件下凝固组织由先共晶 Fe2B 和共晶莱氏体组成［12］的结果基本一致．试样 X 射线衍射分析结果如图 1 所示，其凝固组织存在 Fe2B 及 Fe3C、Fe3 ( B，C) 等物相，其中初生硼化物为 Fe2B，Fe3 ( B，C ) 为随后凝固过程中发生的 L + Fe2B→γ + Fe3 ( C，B) 包共晶反应产物，而 Fe3 C 则是 γ 相的固态相变析出产物［11］．实验用试样外套陶瓷管置于高温管式电阻炉内，高压脉冲电源通过导线和电极与试棒可靠连接．电源输出的脉冲电流波形如图 2 所示．表 1 试样的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of samples % C B Si Mn S P Fe 0. 36 3. 11 0. 21 0. 37 ＜ 0. 02 ＜ 0. 03 余量通过改变工艺参数，获得分别经历不同处理的图 1 过共晶 Fe--C--B 合金 X 射线衍射图谱 Fig． 1 X-ray diffraction pattern of the hypereutectic Fe-C-B alloy 图 2 实验中使用的脉冲电流波形示意图 Fig． 2 Schematic diagram of electric pulse used in the experiment 五个试样．其中试样 1 为浇铸后的铸态试样; 试样 2 为经1220 ℃保温5 min 重熔后随炉冷却试样; 试样3 为经 1320 ℃保温 5 min 重熔后随炉冷却的试样; 试样 4 为在 1220 ℃保温 5 min 重熔后，在随炉冷却过程中施加 40 min 脉冲电流的试样; 试样 5 为在 1320 ℃保温 5 min 重熔后，在随炉冷却过程中施加 44 min 脉冲电流的试样．试样 4 和试样 5 停止施加脉冲电流的温度都是位于固相线温度以下的 975 ℃ ．随炉冷却时，从 1320 ℃下降到 975 ℃ 需要约 44 min，平均冷却速度为 7. 8 ℃ min － 1 ．所有经过脉冲电流处理的试样使用的脉冲电流参数均相同，如表 2 所示．将凝固冷却后的五个试样分别沿图 3 所示的横截面和纵剖面切开后，在 Leica EZ4D 型光学显微镜下观察其凝固组织，结果如图 4 所示．图 3 金相试样取样位置( 单位: mm) Fig． 3 Sampling positions of metallographic specimens ( unit: mm) · 156 ·

·652· 北京科技大学学报第36卷表2脉冲电流处理工艺参数 Table 2 Technological parameters of electric current pulse 编号处理状态开始温度，T/℃脉冲时间，t/min 结束温度，T/℃ 电压，U/V 电流，IIA 脉宽，4/μ5频率，fHz 铸态 2 重熔 1220 重熔 1320 重熔+脉冲 1220 40 975 1200 650 0 30 5 重熔+脉冲 1320 44 975 1200 650 30 30 实验结果与分析同，主要表现在Fe,B在试样横截面和纵剖面上呈现 2 不同的分布形态：在横截面上Fe,B仍以长杆状形态图4为过共晶FeC-B合金经过不同处理后获分布，但与未加脉冲试样2凝固组织中Fe,B相比，得的凝固组织.为了尽量避免由于视场选择位置不其颗粒尺寸更为细小，如图4(g)所示：而在试样纵同而影响组织判断和定量金相分析结果，采用较低剖面上Fe,B却表现为细小颗粒状，如图4(h)所示. 放大倍数在较大视场范围内观察凝固组织.图中白这表明在脉冲电流作用下获得的试样凝固组织中色条、块状相为初生硼化物Fe,B,如图中所标示，其 Fe,B虽然依然保持长杆状，但不再在试样中杂乱分余相为共晶莱氏体组织.用Imagetool图像分析软件布，而在试样横截面上沿长度方向排列起来.定量对试样的金相组织进行定量金相分析，每个试样取金相分析结果表明，试样中FeB颗粒数比具有相同五个不同视场进行分析后取平均值.获得的凝固组热历程而未施加脉冲的试样2中的Fe,B颗粒数要织中初生硼化物颗粒数、平均等效直径及体积分数多得多，如图5所示.这说明在重熔温度为1220℃ 结果如图5所示. 时施加电脉冲，虽然不改变凝固组织中Fe,B的长杆由图4和图5可见，铸态（试样1）凝固组织状形态，但却改变其空间分布，使其在试样横截面上 (图4(a),(b))中Fe,B大都呈长杆状杂乱分布，沿长度方向排列，并大大增加了其形核核心数量. 且横截面和纵剖面形貌没有差别.经1220℃重熔试样5与试样3经历了相同的热历程，但其在后随炉冷却的试样2凝固组织（图4(c),(d))和经随炉冷却的过程中施加了44minm的脉冲电流，电流 1320℃重熔后随炉冷却的试样3凝固组织从1320℃开始施加，一直到试样温度下降到975℃ (图4(e),(f))中，FezB仍然呈长杆状杂乱分布，后停止.与试样3凝固组织相比，其凝固组织中初重熔没有改变过共晶Fe-C-B合金中出生Fe,B的晶相形态发生明显改变，F©zB不再具有长杆状形形态分布，但在随炉缓慢冷却过程中，其尺寸长得比态，在试样横截面和纵剖面上都呈现颗粒状，如铸态组织中的Fe,B更为粗大.此外，重熔随炉冷却图4()和图4(j)所示.定量金相分析结果表明，此后的试样2和试样3中，由于凝固过程中缓慢冷却种条件下施加电脉冲，并没有增加试样5中Fe,B颗而导致Fe,B的析出长大较为充分，使得其体积分数粒数，其凝固组织中Fe2B颗粒数相差不大，但显著与铸态试样相比，略有增加，如图4（©）所示.这说减少FezB的尺寸，从而导致试样5中FezB的体积明在1320℃或1220℃的温度下重熔，难以有效消分数减少，如图5所示.这说明在提高重熔温度后，除过共晶FeC-B合金的凝固组织遗传性. 施加电脉冲能消除凝固组织遗传的影响，使F,B由长试样4与试样2经历了相同的热历程，都是在杆状转变为颗粒状，并明显减少了F,B的析出量经1220℃重熔后随炉冷却获得的.不同的是试样4 另一方面，对比试样4与试样5的凝固组织可在随炉冷却的过程中施加了40min的脉冲电流，脉以发现，在相同的脉冲电流作用下，重熔温度对试样冲电流从1220℃开始施加，一直到试样温度下降到凝固组织遗传性有明显的影响.与试样4相比，试 975℃后停止.由于该合金的液相线温度和固相线样5重熔和脉冲电流开始施加温度提高到1320℃，温度分别为1148℃和1067℃，因此脉冲电流的作在这一温度下施加脉冲后，Fe2B不再保持长杆状，用时间贯穿于整个凝固区间.在脉冲电流的作用而是转变为颗粒状.同时，Fe,B的颗粒数和析出量下，试样4凝固组织与试样2凝固组织有很大的不大为减少，定量金相分析结果如图5所示

北京科技大学学报第 36 卷表 2 脉冲电流处理工艺参数 Table 2 Technological parameters of electric current pulse 编号处理状态开始温度，T /℃ 脉冲时间，t /min 结束温度，T /℃ 电压，U/V 电流，I/A 脉宽，ti /μs 频率，f /Hz 1 铸态 — — — — — — — 2 重熔 1220 — — — — — — 3 重熔 1320 — — — — — — 4 重熔 + 脉冲 1220 40 975 1200 650 30 30 5 重熔 + 脉冲 1320 44 975 1200 650 30 30 2 实验结果与分析图 4 为过共晶 Fe--C--B 合金经过不同处理后获得的凝固组织．为了尽量避免由于视场选择位置不同而影响组织判断和定量金相分析结果，采用较低放大倍数在较大视场范围内观察凝固组织．图中白色条、块状相为初生硼化物 Fe2B，如图中所标示，其余相为共晶莱氏体组织．用 Imagetool 图像分析软件对试样的金相组织进行定量金相分析，每个试样取五个不同视场进行分析后取平均值．获得的凝固组织中初生硼化物颗粒数、平均等效直径及体积分数结果如图 5 所示．由图 4 和图 5 可见，铸态( 试样 1) 凝固组织 ( 图 4( a) ，( b) ) 中 Fe2B 大都呈长杆状杂乱分布，且横截面和纵剖面形貌没有差别．经 1220 ℃ 重熔后随炉冷却的试样 2 凝固组织( 图 4( c) ，( d) ) 和经 1320 ℃ 重熔后随炉冷却的试样 3 凝固组织 ( 图 4( e) ，( f) ) 中，Fe2B 仍然呈长杆状杂乱分布，重熔没有改变过共晶 Fe--C--B 合金中出生 Fe2B 的形态分布，但在随炉缓慢冷却过程中，其尺寸长得比铸态组织中的 Fe2B 更为粗大．此外，重熔随炉冷却后的试样 2 和试样 3 中，由于凝固过程中缓慢冷却而导致 Fe2B 的析出长大较为充分，使得其体积分数与铸态试样相比，略有增加，如图 4( c) 所示．这说明在 1320 ℃或 1220 ℃ 的温度下重熔，难以有效消除过共晶 Fe--C--B 合金的凝固组织遗传性．试样 4 与试样 2 经历了相同的热历程，都是在经 1220 ℃重熔后随炉冷却获得的．不同的是试样 4 在随炉冷却的过程中施加了 40 min 的脉冲电流，脉冲电流从 1220 ℃开始施加，一直到试样温度下降到 975 ℃ 后停止．由于该合金的液相线温度和固相线温度分别为 1148 ℃ 和 1067 ℃，因此脉冲电流的作用时间贯穿于整个凝固区间．在脉冲电流的作用下，试样 4 凝固组织与试样 2 凝固组织有很大的不同，主要表现在 Fe2B 在试样横截面和纵剖面上呈现不同的分布形态: 在横截面上 Fe2B 仍以长杆状形态分布，但与未加脉冲试样 2 凝固组织中 Fe2B 相比，其颗粒尺寸更为细小，如图 4( g) 所示; 而在试样纵剖面上 Fe2B 却表现为细小颗粒状，如图 4( h) 所示．这表明在脉冲电流作用下获得的试样凝固组织中 Fe2B 虽然依然保持长杆状，但不再在试样中杂乱分布，而在试样横截面上沿长度方向排列起来．定量金相分析结果表明，试样中 Fe2B 颗粒数比具有相同热历程而未施加脉冲的试样 2 中的 Fe2B 颗粒数要多得多，如图 5 所示．这说明在重熔温度为 1220 ℃ 时施加电脉冲，虽然不改变凝固组织中 Fe2B 的长杆状形态，但却改变其空间分布，使其在试样横截面上沿长度方向排列，并大大增加了其形核核心数量．试样 5 与试样 3 经历了相同的热历程，但其在随炉冷却的过程中施加了 44 min 的脉冲电流，电流从 1320 ℃开始施加，一直到试样温度下降到 975 ℃ 后停止．与试样 3 凝固组织相比，其凝固组织中初晶相形态发生明显改变，Fe2B 不再具有长杆状形态，在试样横截面和纵剖面上都呈现颗粒状，如图 4( i) 和图 4( j) 所示．定量金相分析结果表明，此种条件下施加电脉冲，并没有增加试样 5 中 Fe2B 颗粒数，其凝固组织中 Fe2B 颗粒数相差不大，但显著减少 Fe2B 的尺寸，从而导致试样 5 中 Fe2B 的体积分数减少，如图 5 所示．这说明在提高重熔温度后，施加电脉冲能消除凝固组织遗传的影响，使 Fe2B 由长杆状转变为颗粒状，并明显减少了 Fe2B 的析出量．另一方面，对比试样 4 与试样 5 的凝固组织可以发现，在相同的脉冲电流作用下，重熔温度对试样凝固组织遗传性有明显的影响．与试样 4 相比，试样 5 重熔和脉冲电流开始施加温度提高到 1320 ℃，在这一温度下施加脉冲后，Fe2B 不再保持长杆状，而是转变为颗粒状．同时，Fe2B 的颗粒数和析出量大为减少，定量金相分析结果如图 5 所示． · 256 ·

·654 北京科技大学学报第36卷 25 550 (a) S00 b 20 450 400 815 350 6 300 5 毫10 250 200 !3 150 100 2 50 0 1横1纵2横2纵3横3纵4横4纵5横5纵 1横1纵2横2纵3横3纵4横4纵5横5纵 1横1纵2横2纵3横3纵4横4纵5横5纵试样试样试样图5不同处理方式下过共品F©C-B合金中初生硼化物的金相分析结果：(a)初生碱化物颗粒数：(b)初生硼化物平均等效直径；(c)初生硼化物体积分数 Fig.5 Metallographic analysis results of primary borides in the hypereutectic Fe-C-B alloy in different processing modes:(a)particle number of pri mary borides:(b)average size of primary borides:(c)volume fraction of primary borides 在1220℃和1320℃均无法消除过共晶Fe-C-B合 Fe,B居里点为1015K的，熔体加热到1220℃ 金凝固组织的遗传性，获得的试样中Fe,B与铸态试时，熔体中的FezB已由铁磁性转变为顺磁性.当合样中Fe,B形态分布一致，均为长杆状杂乱分布. 金熔体中有电流通过时，熔体中产生磁场，在磁场作 3.2重熔温度为1220℃时施加电脉冲对初生用下，熔体中原本在空间杂乱分布的长杆状Fe,B晶 Fe,B凝固遗传性的影响粒被磁化，然后就会如奥斯特实验（图6(a))中的重熔温度为1220℃时，远低于Fe2B熔点.此时小磁针一样发生偏转，转动到与电流方向垂直的横熔体中除存在大量的Fe,B原子团簇（晶胚）外，还截面上来沿长度方向排列，如图6(b)所示.这使得存在大量未熔的长杆状FezB晶粒.在随后凝固过程在最后的凝固组织中，长杆状Fe,B由空间杂乱分布中，这些F,B晶粒会保持长杆状生长.在此过程中施转变为沿长度方向排列在试样横截面上，导致横截加电脉冲时，这些长杆状的F,B晶粒会在脉冲电场引面和纵剖面的凝固组织出现明显差异，如图4(g)和起的电磁力作用下发生运动，其过程可以分析如下图4(h)所示. 图6磁体在磁场中的转动.(a)奥斯特实验：(b)Fe,B颗粒在磁场中的转动 Fig.6 Rotation of a magnet in the magnetic field:(a)Oersted experiment:(b)Fe2 B rotating in the magnetic field 同时，重熔后的熔体中还存在一些尺寸较小的育效果，一定程度上消除了凝固组织的遗传性，但 Fe,B原子团簇（晶胚），它们只有不断生长达到临界 Fe,B长杆状形态仍然保持晶核尺寸后才能成为Fe,B晶核而稳定存在.一定 3.3重熔温度为1320℃时施加电脉冲对初生Fe,B 温度下施加脉冲电流，可使晶胚外电层反复畸变和凝固遗传性的影响松弛，导致液态金属原子被结合到晶胚中，促进不稳重熔温度提高到1320℃时，合金熔体温度接近定的小尺寸晶胚转变为稳定的大尺寸晶胚，大大 Fe,B的熔点，其处于热不稳定状态.这时施加电脉增加初生相Fe2B的品核数量，起到增加Fe2B颗粒冲，会使尺寸较大的FezB有序原子集团在焦耳热及数和细化组织的孕育作用反复的压缩作用下，发生破坏，使得原有铸态组织中在这一温度下电脉冲导致凝固组织中Fe,B改存在的长杆状Fe2B的信息载体被破坏.另一方面，变原有杂乱的空间分布形态，同时起到了一定的孕电脉冲所产生的焦耳热和珀尔帖热效应使得分裂的

北京科技大学学报第 36 卷图 5 不同处理方式下过共晶 Fe--C--B 合金中初生硼化物的金相分析结果: ( a) 初生硼化物颗粒数; ( b) 初生硼化物平均等效直径; ( c) 初生硼化物体积分数 Fig． 5 Metallographic analysis results of primary borides in the hypereutectic Fe-C-B alloy in different processing modes: ( a) particle number of primary borides; ( b) average size of primary borides; ( c) volume fraction of primary borides 在 1220 ℃和 1320 ℃ 均无法消除过共晶 Fe--C--B 合金凝固组织的遗传性，获得的试样中 Fe2B 与铸态试样中 Fe2B 形态分布一致，均为长杆状杂乱分布． 3. 2 重熔温度为 1220 ℃ 时施加电脉冲对初生 Fe2B 凝固遗传性的影响重熔温度为1220 ℃时，远低于 Fe2B 熔点．此时熔体中除存在大量的 Fe2B 原子团簇( 晶胚) 外，还存在大量未熔的长杆状 Fe2B 晶粒．在随后凝固过程中，这些 Fe2B 晶粒会保持长杆状生长．在此过程中施加电脉冲时，这些长杆状的 Fe2B 晶粒会在脉冲电场引起的电磁力作用下发生运动，其过程可以分析如下． Fe2B 居里点为 1015 K［13］，熔体加热到 1220 ℃ 时，熔体中的 Fe2B 已由铁磁性转变为顺磁性．当合金熔体中有电流通过时，熔体中产生磁场，在磁场作用下，熔体中原本在空间杂乱分布的长杆状 Fe2B 晶粒被磁化，然后就会如奥斯特实验( 图 6 ( a) ) 中的小磁针一样发生偏转，转动到与电流方向垂直的横截面上来沿长度方向排列，如图 6( b) 所示．这使得在最后的凝固组织中，长杆状 Fe2B 由空间杂乱分布转变为沿长度方向排列在试样横截面上，导致横截面和纵剖面的凝固组织出现明显差异，如图 4( g) 和图 4( h) 所示．图 6 磁体在磁场中的转动． ( a) 奥斯特实验; ( b) Fe2B 颗粒在磁场中的转动 Fig． 6 Ｒotation of a magnet in the magnetic field: ( a) Oersted experiment; ( b) Fe2B rotating in the magnetic field 同时，重熔后的熔体中还存在一些尺寸较小的 Fe2B 原子团簇( 晶胚) ，它们只有不断生长达到临界晶核尺寸后才能成为 Fe2B 晶核而稳定存在．一定温度下施加脉冲电流，可使晶胚外电层反复畸变和松弛，导致液态金属原子被结合到晶胚中，促进不稳定的小尺寸晶胚转变为稳定的大尺寸晶胚［14］，大大增加初生相 Fe2B 的晶核数量，起到增加 Fe2B 颗粒数和细化组织的孕育作用．在这一温度下电脉冲导致凝固组织中 Fe2B 改变原有杂乱的空间分布形态，同时起到了一定的孕育效果，一定程度上消除了凝固组织的遗传性，但 Fe2B 长杆状形态仍然保持． 3. 3 重熔温度为 1320 ℃时施加电脉冲对初生 Fe2B 凝固遗传性的影响重熔温度提高到 1320 ℃时，合金熔体温度接近 Fe2B 的熔点，其处于热不稳定状态．这时施加电脉冲，会使尺寸较大的 Fe2B 有序原子集团在焦耳热及反复的压缩作用下，发生破坏，使得原有铸态组织中存在的长杆状 Fe2B 的信息载体被破坏．另一方面，电脉冲所产生的焦耳热和珀尔帖热效应使得分裂的 · 456 ·

第5期刘谨等：重熔过共晶FeC-B合金初生FezB的凝固遗传及消除 ·655· Fe,B原子集团生长受到抑制，从而导致Fe,B在凝究[学位论文].昆明：昆明理工大学，2009) 固过程中形核长大都受到限制.因此，在1320℃施 [Levi A.Heredity in cast iron.The Iron Age,1927(6):960 加电脉冲获得的5号试样凝固组织中Fe,B不再保 4]Bian X F,Liu X F,Wang X E,et al.Heredity effect of modifica- tion efficiency for Al-Sr master alloy.Acta Metall Sin,1997,33 持长杆状，而且析出颗粒数量和体积分数也大为减 (6):609 少，完全消除铸态组织的影响，彻底消除过共晶F一 (边秀房，刘相法，王先娥，等.ASr中间合金变质效果的遗 C-B合金重熔凝固组织的遗传性. 传效应.金属学报，1997,33(6)：609) 此外，与具有相同热历程而没有施加电脉冲的 5] Prokoshkina V G,Kaputkina L M.Structure heredity,aging and stability of strengthening of Cr-Ni maraging steels.Mater Sci Eng 试样2和试样3的凝固组织相比，无论是试样4还 A,2006,438-440:222 是试样5的凝固组织中，除先共晶相Fe,B外的基体 [6]Zhang J,Yu HS,Kang S B,et al.Modification of horizontal con- 组织的形态并没有发生明显变化.这表明在本研究 tinuous casting Al42%Si alloy using FSM master alloy.Mater 实验条件下，电脉冲主要影响重熔过共品Fe一C一B Charact,2013,75:44 合金的液态结构，从而改变先共晶相F©B的析出和形 Kita Y,Van Zytveld J B,Movrita Z,et al.Covalency in liquid Si and liquid transition-metal-Si alloys:X-ray diffraction studies. 态，而对随后凝固过程及凝固组织的形成，影响较小 Phys Condens Matter,1994,6(4):811 4结论 8] Li H,Ding F,Wang JL,et al.Structural studies of clusters in melt of FeAl compound.J Chem Phys,2001,114(14):6413 (I)过共晶Fe一C-B合金凝固组织中初生 [9]Wang J Z,Qi J G,Du H L.et al.Heredity of aluminum melt Fe,B存在明显的组织遗传性，单一的重熔 caused by electric pulse modification.J fron Steel Res Int,2007, (<1320℃)处理难以消除这种遗传性. 14(4):75 [0]Margerie J C.The notion of heredity in cast iron.Metall Cast / (2)在重熔温度为1220℃时对过共晶FeCB om,1974,15(3):546 合金施加电脉冲，可以影响凝固组织中Fe,B的空间 [11]Benxi Iron and Steel Co.Boron Steel.Beijing:Metallurgical In- 分布，并使其形核核心数量大大增加，但不能改变其 dustry Press,1977 由于遗传性而保留下来的长杆状形态. (本溪钢铁公司.硼钢.北京：治金工业出版社，1977) (3)当提高重熔温度至1320℃时对过共晶Fe- [12]Li F,Li Z H,Zhao G R,et al.Effeet of boron on proeutectic phase in Fe-0.77C-B alloy solidification microstructure.Found- C-B合金施加电脉冲，能消除凝固组织遗传的影 y,2009,58(2):162 响，使Fe,B由长杆状转变为颗粒状，并明显减少 (李飞，黎振华，赵国荣，等.硼对Fe0.77C-B合金凝固组 FezB的析出. 织先共品相的影响.铸造，2009,58(2)：162) [13]Chikazumi S.Handbook of Magnetic Body.Yang Y S,Han J D, 参考文献 Translated.Beijing:Metallurgical Industry Press,1984 [1]Zhao G R,Li Z H,Jiang Y H,et al.Microstructure and proper- (近角聪信.磁性体手册.杨膺善，韩俊德，译.北京：治金 ties of cast Fe-C-B alloy.Foundry,2008,57 (5):451 工业出版社，1984) (赵国荣，黎振华，蒋业华，等.铸造Fe-C-B合金组织与性 [14]Wang JZ.The Research of Treating Technology with Electro-Pulse 能研究.铸造，2008,57(5)：451) Modification and the Hypothesis of Liquid Metal Cluster Structure HeZY.Efects of Composition and Heat Treatment on Microstrue- [Dissertation].Beijing:Beijing University of Science and Tech- ture and Properties of Fe-C-B Alloy [Dissertation].Kunming: nology,1998 Kunming University of Science and Technology,2009 (王建中.电脉冲孕有处理技术及液态金属团簇结构假说的 (何正员.成分与热处理对FCB合金组织和性能的影响研研究[学位论文].北京：北京科技大学，1998)

第 5 期刘谨等: 重熔过共晶 Fe--C--B 合金初生 Fe2B 的凝固遗传及消除 Fe2B 原子集团生长受到抑制，从而导致 Fe2B 在凝固过程中形核长大都受到限制．因此，在 1320 ℃ 施加电脉冲获得的 5 号试样凝固组织中 Fe2B 不再保持长杆状，而且析出颗粒数量和体积分数也大为减少，完全消除铸态组织的影响，彻底消除过共晶Fe-- C--B 合金重熔凝固组织的遗传性．此外，与具有相同热历程而没有施加电脉冲的试样 2 和试样 3 的凝固组织相比，无论是试样 4 还是试样 5 的凝固组织中，除先共晶相 Fe2B 外的基体组织的形态并没有发生明显变化．这表明在本研究实验条件下，电脉冲主要影响重熔过共晶 Fe--C--B 合金的液态结构，从而改变先共晶相 Fe2B 的析出和形态，而对随后凝固过程及凝固组织的形成，影响较小． 4 结论 ( 1) 过共晶 Fe--C--B 合金凝固组织中初生 Fe2B 存在明显的组织遗传性，单一的重熔 ( ＜ 1320 ℃ ) 处理难以消除这种遗传性． ( 2) 在重熔温度为 1220 ℃时对过共晶 Fe--C--B 合金施加电脉冲，可以影响凝固组织中 Fe2B 的空间分布，并使其形核核心数量大大增加，但不能改变其由于遗传性而保留下来的长杆状形态． ( 3) 当提高重熔温度至 1320 ℃时对过共晶Fe-- C--B 合金施加电脉冲，能消除凝固组织遗传的影响，使 Fe2B 由长杆状转变为颗粒状，并明显减少 Fe2B 的析出．参考文献［1］ Zhao G Ｒ，Li Z H，Jiang Y H，et al． Microstructure and properties of cast Fe-C-B alloy． Foundry，2008，57( 5) : 451 ( 赵国荣，黎振华，蒋业华，等．铸造 Fe--C--B 合金组织与性能研究．铸造，2008，57( 5) : 451) ［2］ He Z Y． Effects of Composition and Heat Treatment on Microstructure and Properties of Fe-C-B Alloy［Dissertation］． Kunming: Kunming University of Science and Technology，2009 ( 何正员．成分与热处理对 Fe--C--B 合金组织和性能的影响研究［学位论文］．昆明: 昆明理工大学，2009) ［3］ Levi A． Heredity in cast iron． The Iron Age，1927( 6) : 960 ［4］ Bian X F，Liu X F，Wang X E，et al． Heredity effect of modification efficiency for Al-Sr master alloy． Acta Metall Sin，1997，33 ( 6) : 609 ( 边秀房，刘相法，王先娥，等． Al--Sr 中间合金变质效果的遗传效应．金属学报，1997，33( 6) : 609) ［5］ Prokoshkina V G，Kaputkina L M． Structure heredity，aging and stability of strengthening of Cr-Ni maraging steels． Mater Sci Eng A，2006，438 － 440: 222 ［6］ Zhang J，Yu H S，Kang S B，et al． Modification of horizontal continuous casting Al-12% Si alloy using FSM master alloy． Mater Charact，2013，75: 44 ［7］ Kita Y，Van Zytveld J B，Movrita Z，et al． Covalency in liquid Si and liquid transition-metal-Si alloys: X-ray diffraction studies． J Phys Condens Matter，1994，6( 4) : 811 ［8］ Li H，Ding F，Wang J L，et al． Structural studies of clusters in melt of FeAl compound． J Chem Phys，2001，114( 14) : 6413 ［9］ Wang J Z，Qi J G，Du H L，et al． Heredity of aluminum melt caused by electric pulse modification． J Iron Steel Ｒes Int，2007， 14( 4) : 75 ［10］ Margerie J C． The notion of heredity in cast iron． Metall Cast Iron，1974，15( 3) : 546 ［11］ Benxi Iron and Steel Co． Boron Steel． Beijing: Metallurgical Industry Press，1977 ( 本溪钢铁公司．硼钢．北京: 冶金工业出版社，1977) ［12］ Li F，Li Z H，Zhao G Ｒ，et al． Effect of boron on proeutectic phase in Fe-0. 77C-B alloy solidification microstructure． Foundry，2009，58( 2) : 162 ( 李飞，黎振华，赵国荣，等．硼对 Fe--0． 77C--B 合金凝固组织先共晶相的影响．铸造，2009，58( 2) : 162) ［13］ Chikazumi S． Handbook of Magnetic Body． Yang Y S，Han J D， Translated． Beijing: Metallurgical Industry Press，1984 ( 近角聪信．磁性体手册．杨膺善，韩俊德，译．北京: 冶金工业出版社，1984) ［14］ Wang J Z． The Ｒesearch of Treating Technology with Electro-Pulse Modification and the Hypothesis of Liquid Metal Cluster Structure ［Dissertation］． Beijing: Beijing University of Science and Technology，1998 ( 王建中．电脉冲孕育处理技术及液态金属团簇结构假说的研究［学位论文］．北京: 北京科技大学，1998) · 556 ·

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