·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 ·