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 ·