·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 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 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 ·