粉末冶金法制得的白口铸铁的超塑性研究.pdf_大学文库

icles smaller than 3.5 in size was developed after WIP-upsetting at 63 pct.strain.Superplastic behavior of the materials after WIP and WIP+ upsetting were investigated in the temperature range 670~770C.at strain rates from 3x10-4 to 1 s1.At 1ow stresses,the superplastic white cast irou exhibited a high strain rate sensitivity exponentm of 0.42 at temperature 720 C and e=3.10-3~3.10-2s-1,it could develop a new proc eessing routes for new industrial applications. Key.words:superplasticity,rapid solidification technology,ultrafine grain,hot pressing 前言铁基合金是工业上使用最广泛的金属材料。一些铁基合金在经过适当的加工和处理后可以具有超塑性(2,1)。超塑性可增加难变形合金的压力加工，为金属的成型开辟了一条新的途径3)。高碳钢（含碳量为1,6~2.1%）和白口铸铁（含碳量大于2.1%）在铁基超塑性合金中占有重要的地位(4,5)。这些合金在0.5~0.65T熔时表现出很高的超塑性，并具有较好的使用性能。文献〔6，)介绍了几种细化高碳钢品粒并使之具有超塑性的方法。但这些方法不能很好地用于含碳量大于3%的白口铸铁，因为那些热加工、温加工以及热处理的办法不能使白口铸铁中粗大的共晶碳化物充分的细化。文献〔4)中提出：要细化粗大的碳化物可通过粉末治金中的快速结晶法来解决。用快速结晶法，在冷却速度为105℃/s 的条件下，得到的含碳量为3.5%的粉末。在热压成形后，其显微组织由晶粒尺寸为2 ~3μm的铁素体和细小均匀的碳化物颗粒组成。此合金在应变速率ε=1×10~4s1下拉伸，其断裂时的延伸率可达150%。文献〔8〕中的研究结果表明，通过快速结晶法得到的超细晶粒组织的白口铸铁在破塑性条件下，其应变速率敏感性指数接近0.5，断裂时的延伸率可达940~1400%。 m 本文研究的超细晶粒的白口铸铁合金（含碳约3%）粉末，目的是得到此合金产生超塑性变形所需的工艺制度，为工艺生产提供一些依据。 1i 试验材料的制备和研究方法试验材料选用含碳约为3%并含有一些低合金元素的白口铸铁。加入1.3%的Cr是为稳定碳化物和阻止铁素体晶粒在超塑变形时的长大(8)，以保证铸铁细小均匀的组织。铸铁成分如下：成分C-Si Mn Cr O V P Fe wt,%2.8750.351.131.270.170.06<0.005<0.005ba1. 白口铸铁粉末是通过快速结晶法得到的。治炼是在非真空中频感应炉中进行的，液态 41

。。】义一 ℃ 五一。一。恤厂，十士。弓、。一一 “ 一，己，，，前 ‘ 翻口口亡二铁基合金是工业上使用最广泛的金属材料。一些铁基合金在经过适当的加工和处理后可以具有超塑性〔，，〕。超塑性可增加难变形合金的压力加工，为金属的成型开辟了一条新的途径〔 “ 〕。高碳钢含碳量为和白口铸铁含碳量大于在铁基超塑性合金中占有重要的地位比〕。这些合金在熔时表现出很高的超塑性，并具有较好的使用性能。文献〔 ‘ 〕介绍了几种细化高碳钢晶粒并使之具有超塑性的方法。但这些方法不能很好地用于含碳量大于的白口铸铁，因为那些热加工、温加工以及热处理的办法不能使白口铸铁中粗大的共晶碳化物充分的细化。文献〔〕中提出要细化粗大的碳化物可通过粉末冶金中的快速结晶法来解决。用快速结晶法，在冷却速度为 ℃ 的条件下，得到的含碳量为的粉末。在热压成形后，其显微组织由晶粒尺寸为林的铁素体和细小均匀的碳化物颗粒组成。此合金在应变速率一一 ‘ 下拉伸，其断裂时的延伸率可达。文献〔〕中的研究结果表明，通过快速结晶法得到的超细晶粒组织的白口铸铁在酣塑性条件下，其应变速率敏感性指数接近，断裂时的延伸率可达一。本文研究的超细晶粒的白口铸铁合金含碳约粉末，目的是得到此合金产生超塑性变形所需的工艺制度，为工艺生产提供一些依据。试验材料的制备和研究方法试验材料选用含碳约为并含有一些低合金元素的白口铸铁。加入的是为稳定碳化物和阻铁素体晶粒在超塑变形时的长大〔 “ 〕，以保证铸铁细小均匀的组织。铸铁成分如下成分，一。白口铸铁粉末是通过快速结撰法得到的。冶炼是在非真空中频感应炉中进行的，液态

金属流在1500℃时叶通过特制的喷嘴川氮气雾化，喷吹力为2MPA。粉未颗粒的冷却速度为10~105℃/s,川来研究的粉末颗粒没有空隙和夹杂，具有很高的密度，其平均尺寸为70μ1。粉未颗粒加热至720℃时的显微组织为细小的铁素体和均匀弥散分布的碳化物颗粒。粉宋的热压成形是在热等静压装置中按标准的工艺进行的。装有粉末的钢包套先抽真空，然后：封放人热等静压机中，加热到715~720℃，热等静压奔封容器中的氨气膨胀产止150MPa的压力。经3h的压缩后，包套的收缩量为38%。热压成形的坏料各处的显微组织基本相刷，都是细小弥散的渗碳体分布在细小的铁禁体的基体上。压块横向剖面上的显微组织如图1所示。从图2可明最地看到压块显微组织中的碳化物仍保留己消失了的树枝晶的取向，树枝品是大颗粒粉末所具有的显微组织特征。组织中没有空隙和显微裂纹存在的迹象。测得压块的相对密度为理论计算值的 99.91%。图1热等静压块扫描电镜显微1,6000X 图2热等饰压块的学微组，1000X (3%硝酸酒精浸) Fig.1 SEM photomicrograph of the cross-section Fig.2 Optical photomicrograph of the of WIP compaet,Etched by 3%nital,6000X cross-section of WIP compact,1000X 变形的工艺条件对材料性能的影响可通过压缩沿坯料纵向切取的试样来研究。压缩试验是在装有加热装置的60t材力机和10t四柱液压机上进行的。材料的应变速率敏感性指数m值用分级改变应变速率的方法确定。 2试验结果及讨论为了研究热压成形后的坯料的变形能力和变形程度对组织的影响，对一组横断面为 10×10mm,高为15mm的试样进行压编。压缩试验是在720℃，机头速度为16.7×10-3mm /s下进行的。用氨化硼乳液作润滑剂。当变形量达55~60%时，试样尚无裂纹出现，见图3。说明在这种工艺条件下，材料具有很好的塑性。从坯料各个不同的部位切取的试样在所研究的变形程度下的墩粗力大致相同，说明坯料各处的性能是均匀的，见图4(a)。 42

金属流在 ℃ 朽亚过特制的喷嘴川氮气雾化， ”责吹力为人粉末颗粒的冷却速度为 ‘ ， ℃ 八，用来研究的粉末颗粒没有空隙和夹杂，具有很高的密度，其平均尺寸为，。平分末颗粒加热至 ℃ 时的显微组织为细小的铁素体和均匀弥散分布的碳化物颗粒。粉末的热压成形是在热等静压装置中按标准的工艺进行的。装有粉末的钢包套先抽真空，然后密封放入热等静压机中，加热到 ℃ ，热等静压密封容器中的氛气膨 ”长产生的压力。经的压缩后，包套的收缩量为。热压成形的坏料各处的显微组织基本相同，都是细小弥散的渗碳体分布在细小的铁素体的基体」。压块横向剖面上的显微组织如图所示。从图可明显地看到压块显微组织中的碳化物仍保留已消失了的树枝晶的取向，树枝晶是大颗粒粉末所具有的显微组织特征。组织中没有空隙和显微裂纹存在的迹象。测得压块的相对密度为理论计算值的。图热等静压块扫描电镜显微姐织，创多硝酸酒精浸宁竺一，一。、，卜卜终， ‘ 。只图热等静压块的介学显微扣乡’ ，。。。 ‘ 、。乌一马川变形的工艺条件对材料性能的影响可通过压缩沿坯料纵向切取的试样来研究压缩试验是在装有加热装置的材力机和四柱液压机上进行的。材料的应变速率敏感性指数值用分级改变应变速率的方法确定。试验结果及讨论为了研究热压成形后的坯料的变形能力和变形程度对组织的影响，对一组横断面为，高为的试样进行压缩。压缩试验是在 ℃ ，机头速度为一 “ 下进行的。用氮化硼乳液作润滑剂。当变形量达一纬时，试样尚无裂纹出现，见图。说明在这种工艺条件下，材料具有很好的塑性。从坯料各个不同的部位切取的试样在所研究的变形程度下的墩粗力大致相同，说明坯料各处的性能是均匀的，见图

材料在720℃和ε=1.1×10-3时出现了高塑性，进一步设想将试样在不同的温度下用更高的变形速率进行变形。本文研究了直径为43mm,高为22mm的试样在100t四柱液压机上，用恒定的单位压力200MPa墩粗。当试样的变形量由0增至63%时，应变速率则由0.045s1增到0.10s1。在770℃墩粗后试样的显微组织如图6所示。变形后显微组织中的碳化物大大细化，尺寸小于3.5um,且均匀分布在铁素体基体图6热等静压+63%墩粗变形后的显微组织1000X 上。在由铁素体→奥氏体→铁素体的相变过 Fig.6 Optical photomicrograph for 程中，铁素体晶粒也细化至1~3lm。此 WIP63%strain sample at 770C and 时的组织完全不同于热等静压后的组织。 comst:nt stress 200MPe,1000X 在这种组织状态下，材料满足两相超塑性合金所需的前提条件即：~组成相的尺寸小于10μ吟第二相的形状近似球化，且均匀分布在基体上；相的体积含量大致相等。根据文献〔8〕对类似材料的研究结果得知，在给定的温度区间650~770℃时，铁素体和渗碳体的强度基本相等，·且晶界是可滑动的大角度品界。铸铁在热等静压后以及热等静压+63%的墩粗变形(e1n=1)后的超塑性研究是用横截面为10×10mm,高为15mm的试样在不同的温度和不同的应变速率下压缩进行的。试样和工具之间用氛化硼乳液润滑，可使试样在变形量达到20%。(e1n=0.22)时仍保持单轴压缩的应力一应变状态。 1000 600 eIn=0.1 400 0.5 200 0.4 en0.1 100 lc a-670 三0.3 -72n 0.2 720 0-770 20 770 0.1 670 10410310710 10410310-?101 色，s1 e,s-l (e) (b) 图7(：)热等静压后的试样在不同温度下压缩时，应力与应变速率的关系 (b)热等静压后的试样在不同温度下压缩时，应变速率敏感性指数与应变速率的关系。 Fig.7 (Stress vs strain rate for upsetting WIP samples at different temperatures (b)m vs strain rate for upsetting WIP samples at different temperatures 见图7，当变形温度为720℃时，σ与ε的关系曲线在对数座标中为超塑性所特有的S 型，其应变速率敏感性指数达到0.32。温度降至670℃时，材料的应变速率敏感性降低，流动应力比720℃时增加，可用晶 44

材料在矛。火一寸出现了高塑性，进一步设想将试样在不同的温度下用更高的变形速革进行变形。本文研究了直径为，高为试样在四柱液压机上，用恒定的单位压力墩粗。当试样的变形量由增至念时，应变速率则由一 ‘ 增到一 ’ 。在，墩粗后试样的显微组织如图所示。变形后显微组织中的碳化物大大细化，尺寸小于卜，且均匀分布在铁素体基体上。在由铁素体‘ 奥氏体” 铁素体的相变过程中，铁素体晶粒也细化至红。此时的组织完全不同于热等静压后的组织。图热等静压粥墩粗变形后的显微组织。。。宜十书 ℃ 盯，，在这种组织状态下，材料满足两相超塑性合金所需的前提条件即 ‘ 组成相的尺寸小于协毗第二相的形状近似球化，且均匀分布在基体上相的体积含量大致相等。根据文献〔〕对类似材料的研究结果得知，在给定的温度区间一 ℃ 时，铁素体和渗碳体的强度基本相等，且晶界是可滑动的大角度晶界。铸铁在热等静压后以及热等静压十的墩粗变形，。后的超塑性研究是用横截面为，高为的试样在不同的温度和不同的应变速率下压缩进行的。试样和工具之间用氮化硼乳液润滑，可使试样在变形量达到。，。。时仍保持单轴压缩的应力－应变状态。尹、 ℃，，了厂言二铭门一一门一日色，一、生」百、产 “ ’ 一亡，，一图。习热等静压后的试样在不同温度下压缩时，应力与应变速率的关系热等静压后的试样在不同温度下压缩时，应变速率敏感性指数与应变速率钩关系。川一们见图，当变形温度为 ℃ 时，与。的关系曲线在对数座标中为超塑性所特有的型，其应变速率敏感性指数达到。温度降至 ℃ 时，材料的应变速率敏感性降低，流动应力比 ℃ 时增加，可用晶

界滑移的发生来解释。晶界滑移是由扩散过程决定的。在770℃时，m值也比720℃时的小，这是由于铁素体→奥氏体相变引起显微组织变化所致。注意到ε=.3×102s1时流动应力下降，变形过容易进行，使材料的压力师工成形成为可能。热等静压+63%的墩粗变形的试样再经压缩时具有类似的关系。由于均匀细小的显微组织（图6），材料的应变速率敏感性增加。在e=3×10~2s1 压缩时，m值达到0.42。此时材料的流动应力同热等静压后的试样相比，在三个温度和 3×10~4~1s1的应变速率范围内都有不同程度的减小。 MPa 100n t=76t;ci0.1 c00 0.5 t=720℃：en-0.1 260 0.4 1GGi 0.3 0.2 0.1 103102i0 10￥ 10-3 102 10-1 老，1 仑，3J (c) (b) 图8压缩热等静压试样和压缩热等静压十63%墩粗变形试样的比较 Fig.8 Comparison of upsetting WPI samples and WIP-63%strain san:p!es at 720C, 【●】 ●】 (:o vs e (b)m va e 图8给出了材料在720℃，对数应变e1m=0.1时得到的m值与应变速率的关系。曲线 1是压缩热等静压后的试样得出的，曲线2是热等静压+63%的墩粗变形后的试样在压缩时得到的。在条件相同时，材料的显微组织的变化对其变形能力有很大的影响，见图 8(a)和8(b)中的曲线2。材料对应变速率的敏感性较曲线1有显著的提高，且.在很大的应变速率范围内其m值大于曲线1中的最大m值0.31。同时材料的流动应力也有急剧的下降，即超塑性性能表现的更为突出。为了研究增大变形程度对材料显微组织的影响，本文对经过两次压缩后的试样的显微组织进行了分析，如图9（a、b、c)。将试样加热到770℃变形，促使碳化物得到一定程度上的球化，但不能保证碳化物的细化（图9(a))。在较低的温度下使变形程度达到1。=2.0，可导致显微组织的进一步细化。压缩温度越低，细化效果越好如图9 (b、c)。 45

界滑移的发生来解释。晶界滑移是由扩散过程决定的。在 ℃ 时，值也比 ℃ 时的小，这是由于铁素体，奥氏体相变引起显微组织变化所致。注意到。加士成水成为可能。 “ “ “ 一 ‘ 时流动应力下降，变形过程容易进行，使材料的压力树等静压的墩粗变形的试样再经压缩时具有类似的关系。出 · 均匀细刁、。勺显微组织图。，材，，的应变速率敏感性增力。。在屯、一一 ‘ 压缩时，值达到。此时材料的流动应力同热等静压后的试样相比，在三个温度和一 ‘ 一一 ‘ 的应变速率范围内都有不同程度的减小。沙一。 ℃ 、。下。。〔。二 ℃ 护功 ‘︺卫，‘ ‘ 娜加户卜汽曰八‘户，八曰卜卜黔工月卜︺一一一〕云弓二工一，一一。一一亡，压缩热等静压试样和压缩热等静压拓墩粗变形试样的比较、少图。双甲月甲吕。。。十多一。，一 ℃ ，图给出了材料在 ℃ ，对数应变。二时得到的值与应变速率的关系。曲线是压缩热等静压后的试样得出的，曲线是热等静压的墩粗变形后的试样在压缩时得到的。在条件相同时，材料的显微组织的变化对其变形能力有很大的影响，见图和中的曲线。材料对应变速率的敏感性较曲线有显著的提高，且在很大的应变速率范围内其值大于曲线中的最大值。同时材料的流动应力也有急剧的下降，即超塑性性能表现的更为突出。为 · 了研究增大变形程度对材料显微组织的影响，本文对经过两次压缩后的试样的显微组织进行了分析，如图、、。。将试样加热到 ℃ 变形，促使碳化物得到一定程度上的球化，但不能保证碳化物的细化图。在较低的温度下使变形程度达到。，可导致显微组织的进一步细化。压缩温度越低，细化效果越好如图、。尽