重熔过共晶Fe-C-B合金初生Fe2B的凝固遗传及消除

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 ·

第5期 刘谨等：重熔过共晶FeCB合金初生FezB的凝固遗传及消除 ·653· 0.5nm 0.5 mm 0.5nm 0.5 mm 0.5mm 05 0.5 mm 0.5 mm 0.5n1m 图4过共品FeC-B合金在不同处理方式下的凝固组织.(a)试样1横截面：(b)试样1纵剖面：(c)试样2横截面：(d)试样2纵剖面： ()试样3横截面：(0试样3纵剖面：(g)试样4横截面：()试样4纵剖面：()试样5横截面：(G)试样5纵剖面 Fig.4 Solidification structures of the hypereutectic Fe-C-B alloy in different processing modes:(a)Sample 1,cross section:(b)Sample 1,longitu- dinal section:(e)Sample 2,cross section:(d)Sample 2,longitudinal section:(e)Sample 3,cross section:(f)Sample 3,longitudinal section; (g)Sample 4,cross section:(h)Sample 4,longitudinal section:(i)Sample 5,cross section:(j)Sample 5,longitudinal section 3讨论 为不均匀，内部存在很多无规律运动的亚稳态有序 原子集团，这些原子集团中原子排列与F,B近似. 3.1重熔对过共晶FeC-B合金初生Fe,B凝固 在重熔温度没有达到临界值时，无法依靠原子的热 遗传性的影响 运动破坏这些规则排列的有序原子集团，所以它们 过共品FeC-B合金铸态组织中存在大量硬质 就成为了携带着过共晶FeC-B合金铸态组织信息 初生相Fe,B,其平衡状态下熔点为1389℃m.重 的有效载体，使重熔后的试样仍然保留类似于铸态 熔后，由于难熔硬质相的存在，使得熔体微观结构极 试样凝固组织特征.本文研究结果表明，重熔温度

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 图 4 过共晶 Fe--C--B 合金在不同处理方式下的凝固组织． ( a) 试样 1 横截面; ( b) 试样 1 纵剖面; ( c) 试样 2 横截面; ( d) 试样 2 纵剖面; ( e) 试样 3 横截面; ( f) 试样 3 纵剖面; ( g) 试样 4 横截面; ( h) 试样 4 纵剖面; ( i) 试样 5 横截面; ( j) 试样 5 纵剖面 Fig． 4 Solidification structures of the hypereutectic Fe-C-B alloy in different processing modes: ( a) Sample 1，cross section; ( b) Sample 1，longitu￾dinal section; ( c) Sample 2，cross section; ( d) Sample 2，longitudinal section; ( e) Sample 3，cross section; ( f) Sample 3，longitudinal section; ( g) Sample 4，cross section; ( h) Sample 4，longitudinal section; ( i) Sample 5，cross section; ( j) Sample 5，longitudinal section 3 讨论 3. 1 重熔对过共晶 Fe--C--B 合金初生 Fe2B 凝固 遗传性的影响 过共晶 Fe--C--B 合金铸态组织中存在大量硬质 初生相 Fe2B，其平衡状态下熔点为 1389 ℃［11］． 重 熔后，由于难熔硬质相的存在，使得熔体微观结构极 为不均匀，内部存在很多无规律运动的亚稳态有序 原子集团，这些原子集团中原子排列与 Fe2B 近似． 在重熔温度没有达到临界值时，无法依靠原子的热 运动破坏这些规则排列的有序原子集团，所以它们 就成为了携带着过共晶 Fe--C--B 合金铸态组织信息 的有效载体，使重熔后的试样仍然保留类似于铸态 试样凝固组织特征． 本文研究结果表明，重熔温度 · 356 ·

·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 ·