CN110923552B - 铁基复合材料及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种铁基复合材料及其制备方法和应用，该复合材料包括0.2‑0.5wt％碳，2.0‑4.0wt％硼，8.0‑16.0wt％铬，0.7‑2.0wt％钛，0.4‑0.6wt％镍，1.0‑3.0wt％硅，硫＜0.05wt％，磷＜0.05wt％，余量为铁，本发明添加了特定含量的钛元素，且原位反应生成了微米级和纳米级的陶瓷颗粒，这些陶瓷颗粒不仅能够调控铁硼合金中Fe₂B相的形貌尺寸，还能够进一步强化铁基体的耐铝液腐蚀性能，弥补铁基体易被铝液腐蚀的短板；在陶瓷颗粒和Fe₂B相这些多尺度化合物的协调作用下，有效地阻碍了腐蚀过程中铝原子向铁基体中扩散，从而大大提高了抗腐蚀效率。

Description

铁基复合材料及其制备方法和应用

技术领域

本发明属于抗液态金属腐蚀磨损技术领域，具体涉及一种铁基复合材料及其制备方法和应用。

背景技术

在铝合金压铸生产过程中，坩埚、鹅颈管和模具等金属零件面临着铝液的高温腐蚀和高温磨损的共同作用，不仅大大降低了金属零部件的使用寿命，还造成铝液的污染，降低了产品的质量，严重影响了企业的生产效益。

目前国内外在热室压铸机上的鹅颈管与压铸模多使用高温性能较好的热作模具钢DIN1.2888和H13。与H13相比，DIN1.2888的耐铝液腐蚀性能更加优异，因此常用于服役环境更加恶劣的鹅颈管上。然而高温下由于铝原子具有很高的化学活性，几乎与所有金属元素都会发生反应，因此添加了大量合金元素的DIN1.2888合金在生产成本大大提升的情况下依然会被高温铝液严重腐蚀，达不到铝合金热室压铸机上的耐铝液腐蚀零部件的服役要求。

高硼合金由于其硼化物具有较好的耐锌液和铝液腐蚀性，因此广泛应用在耐液态金属腐蚀磨损领域。然而粗大的板条状初生硼化物是一种非常脆硬的金属间化合物，再加上基体中还分布着网状及长针状的共晶硼化物，它们割裂基体，对基体的塑性以及韧性均造成巨大的破环。此外硼化物与硼化物之间存在大量的间隙，在液态金属侵蚀基体的过程中会通过间隙深入侵蚀基体，从而加快材料的失效速度。这些都会严重影响高硼合金在液态金属腐蚀磨损领域的应用。

发明内容

针对现有技术中的不足，本发明的首要目的是提供一种铁基复合材料。

本发明的第二个目的是提供上述铁基复合材料的制备方法。

本发明的第三个目的是提供上述铁基复合材料的应用。

为达到第一个目的，本发明采取的技术方案是：

一种铁基复合材料，其包括如下组分：

0.2-0.5wt％碳(C)，2.0-4.0wt％硼(B)，8.0-16.0wt％铬(Cr)，0.7-2.0wt％钛(Ti)，0.4-0.6wt％镍(Ni)，1.0-3.0wt％硅(Si)，硫(S)＜0.05wt％，磷(P)＜0.05wt％，余量为铁(Fe)。

为实现上述第二个目的，本发明采取的技术方案是：

一种上述的铁基复合材料的制备方法，其包括如下步骤：

(1)、将废钢、生铁、铬铁和镍铁混合，熔化得到混合液；

(2)、待混合液化清后，降温至1550±10℃，保温10-12min，得到合金液；

(3)、在合金液内加入硼铁、硅铁和钛铁，升温，得到钢水；

(4)、调控钢水的温度为1530-1550℃，浇铸在模具内，脱模，得到铁基复合材料。

优选地，步骤(1)中，熔化的温度为1600±10℃，熔化的时间为40-50min。

优选地，步骤(3)中，升温后的温度为1580±10℃。

为实现上述第三个目的，本发明采取的技术方案是：

一种上述的铁基复合材料在液态金属腐蚀磨损领域中的应用。

由于采用上述方案，本发明的有益效果是：

第一、本发明在铁基材料中添加了特定含量的钛元素，且原位反应生成了微米级和纳米级的陶瓷颗粒(TiB₂和TiC)，这些陶瓷颗粒不仅能够调控铁硼合金中Fe₂B相的形貌尺寸，还能够进一步强化铁基体的耐铝液腐蚀性能，弥补铁硼合金的基体易被铝液腐蚀的短板。在陶瓷颗粒和Fe₂B相这些多尺度化合物的协调作用下，有效地阻碍了腐蚀过程中铝原子向铁基体中扩散，从而大大提高了抗腐蚀效率。

第二、与外加陶瓷颗粒制备的铁基复合材料相比，本发明原位生成的陶瓷颗粒分散更加均匀，与基体的结合性更好。

附图说明

图1为本发明中实施例1的铁基合金浇注到铁制模具中的200倍金相显微组织示意图。

图2为本发明中实施例2的铁基合金浇注到铁制模具中的200倍金相显微组织示意图。

图3为本发明中实施例3的铁基合金浇注到铁制模具中的200倍金相显微组织示意图。

图4为本发明中对比例1的铁基合金浇注到铁制模具中的200倍金相显微组织示意图。

图5为本发明的原位生成的纳米颗粒依附在初生Fe₂B表面，阻碍初生Fe₂B的生长的扫描电镜示意图。

图6为本发明的原位生成的纳米颗粒依附在共晶Fe₂B表面，阻碍共晶Fe₂B的生长的透射电镜示意图。

具体实施方式

本发明提供了一种铁基复合材料及其制备方法和应用。

<铁基复合材料>

本发明的铁基复合材料包括如下组分：

0.2-0.5wt％碳(C)，2.0-4.0wt％硼(B)，8.0-16.0wt％铬(Cr)，0.7-2.0wt％钛(Ti)，0.4-0.6wt％镍(Ni)，1.0-3.0wt％硅(Si)，硫(S)＜0.05wt％，磷(P)＜0.05wt％，余量为铁(Fe)。

<铁基复合材料的制备方法>

本发明的铁基复合材料的制备方法包括如下步骤：

(1)、将废钢、生铁、铬铁和镍铁加入真空中频感应炉内，混合熔化得到混合液；

(2)、待混合液完全化清后，降温至1550±10℃，保温10-12min，得到合金液；

(3)、在合金液内加入硼铁、硅铁和钛铁，升温至1580±10℃，翻滚2min左右，得到钢水；

(4)、将钢水的温度控制在1530-1550℃，浇铸到预热过的铸铁模具内，脱模，得到铁基复合材料。

实际上，在上述整个熔炼过程中始终外加了电磁搅拌，从而保证合金组分均匀以及原位生成的陶瓷颗粒分散均匀。

在步骤(1)中，熔化的温度为1600±10℃，熔化的时间为40-50min。

本发明所涉及到的凝固原理以及合金材料的耐铝液腐蚀磨损机理主要是：

在熔体中，Ti与B和C会优先原位反应生成TiB₂陶瓷颗粒和TiC陶瓷颗粒，当熔体中的 Ti完全消耗后，剩余的B元素才会与Fe生成大量的Fe₂B相。热力学计算发现，TiB₂和TiC相较于Fe₂B具有较低的吉布斯自由能，因此更容易优先生成。在凝固过程中，随着温度的降低， TiB₂陶瓷颗粒和TiC陶瓷颗粒会优先析出。一部分的纳米级的陶瓷颗粒会依附在Fe₂B相的表面，抑制Fe₂B相的生长，从而达到控制Fe₂B相形态尺寸的效果；另一部分微米级和纳米级的陶瓷颗粒则均匀弥散分布在铁基体内，不仅强化了铁基体，还提高了铁基体的耐磨性。

<铁基复合材料的应用>

本发明的铁基复合材料可以在液态金属腐蚀磨损领域中得以应用。

具体地，在铝液冲刷腐蚀过程中，本发明的铁基复合材料包含了50-150μm的初生Fe₂B、 5-20μm的共晶Fe₂B、3-5μm的TiB₂和3-5μm的TiC陶瓷颗粒、80-140nm的碳化物Fe₃C以及 10-100nm的TiB₂和10-100nm的TiC纳米颗粒。如图5和图6所示，上述纳米级的TiB₂和TiC颗粒依附在Fe₂B相的表面，限制了Fe₂B相的生长，使得初生的Fe₂B由几百微米甚至毫米级的板条状相细化到80-100微米的块状相，共晶Fe₂B由几十微米的长针状或网状细化到十几微米甚至几微米的棒状，即细化了Fe₂B的尺寸，提高了Fe₂B相在铁基体中的面密度，进一步增加了腐蚀过程中Al原子与Fe₂B相的接触面积；而均匀弥散分布在铁基体中的陶瓷颗粒(微米级和纳米级的TiB₂与TiC)也能够有效地阻碍铝原子向铁基体中扩散，弥补Fe₂B相之间的空隙的不足，从而提高基体的耐腐蚀性。因此，在上述多尺度的化合物的协同作用下，合金在高温铝液中的抗腐蚀磨损性能得到了极大的提升。此外由于原位生成的陶瓷颗粒与铝熔体不反应，当铁基体被高温铝液侵蚀后，这些未被腐蚀的陶瓷颗粒依旧弥散分布在腐蚀层，增强了腐蚀层内部的结合力，从而有效地提高了腐蚀层抵抗铝液冲刷的能力，减缓了腐蚀层的剥落。

以下结合实施例对本发明作进一步的说明。

实施例1：

本实施例的铁基复合材料包括如下组分：

0.35wt％C，3.5wt％B，12.0wt％Cr，0.7wt％Ti，0.5wt％Ni，2.0wt％Si，余量为Fe。

本实施例的铁基复合材料的制备方法包括如下步骤：

(1)、将废钢、生铁、铬铁和镍铁加入真空中频感应炉内，混合熔化得到混合液；

(2)、待混合液完全化清后，降温至1550℃，保温10min左右，得到合金液；

(3)、在合金液内加入硼铁、硅铁和钛铁，升温至1580℃，翻滚2min左右，得到钢水；

(4)、将钢水的温度控制在1530℃，浇铸到预热过的铸铁模具内，脱模，得到铁基复合材料。整个熔炼过程中始终外加了电磁搅拌，以保证合金组分均匀以及原位生成的陶瓷颗粒分散均匀。

实施例2：

加入Ti元素的含量为1.4wt％，其余组分含量和制备方法和实施例1相同。

实施例3：

加入Ti元素的含量为2.0wt％，其余组分含量和制备方法和实施例1相同。

对比例：

本对比例的铁基复合材料包括如下组分：

0.35wt％C，3.5wt％B，12.0wt％Cr，2.0wt％Si，余量为Fe。

本对比例的铁基复合材料的制备方法包括如下步骤：

(1)、将废钢、生铁和铬铁加入真空中频感应炉内，混合熔化得到混合液；

(2)、待混合液完全化清后，降温至1550℃，得到合金液；

(3)、在合金液内加入硼铁和硅铁，升温至1580℃，翻滚2min左右，得到钢水；

(4)、将钢水的温度控制在1530℃，浇铸到预热过的铸铁模具内，脱模，得到铁基复合材料。

由对比例、实施例1至实施例3可以看出未加Ti元素的铁硼合金基体中分布着粗大的板条状初生Fe₂B和针状的共晶Fe₂B，而随着Ti元素含量的增加初生Fe₂B的尺寸及长宽比减小，即初生Fe₂B由粗大的板条状变为块状。此外Ti元素的加入也使得共晶Fe₂B由粗的连续的网状转化为细小分散的棒状。另外，随着Ti元素含量的增加，铁基体中还弥散分布着大量的陶瓷颗粒。实施例2中加入1.4wt％的Ti元素获得最细小均匀的组织。过少的Ti元素加入量使得原位生成的陶瓷颗粒量太少，细化效果不明显；过多Ti元素加入量则会生成过量的陶瓷颗粒，从而发生颗粒的团簇现象，降低合金的细化效果。

将上述实施例和对比例的铁基复合材料进行形貌、硬度、韧性和耐磨性测试。如图1至图4所示，本实施例的初生的Fe₂B由几百微米甚至毫米级的板条状相细化到80-100微米的块状相，共晶Fe₂B由几十微米的长针状或网状细化到十几微米甚至几微米的棒状，使得铁基复合材料的组织更加均匀细小。采用维氏硬度计测出合金的硬度由728HV增加到1009HV，提高了29％。采用冲击试验机测出合金的冲击韧性提高了27.3％。采用摩擦磨损机测出本实施例合金的耐磨性能是对比合金的4.5倍。故本实施例的铁基复合材料相较于对比例的铁基复合材料而言，其组织更加均匀细小，整体硬度、韧性和耐磨性均得到了提高。

将上述实施例的铁基复合材料进行耐动态铝液腐蚀磨损测试。具体测试条件是在750℃的铝液中以60r/min的转速进行旋转冲刷，以H13钢和DIN1.2888钢为对比合金。具体结果如下：本发明的多尺度化合物的铁基复合材料的耐铝液腐蚀磨损性能是H13的8-10倍，是 DIN1.2888合金的4倍。因此，本发明的铁基复合材料采用熔体铸造法原位生成的陶瓷颗粒增强铁基复合材料，改善了传统高硼合金中硼化物组织粗大，硼化物间隙易被铝液侵蚀的不足。相较于高合金化后还需热变形的商用模具钢，本发明的制备工艺更加简单，成本低廉，在耐铝液腐蚀磨损领域具有广阔的应用前景。

上述对实施例的描述是为了便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用本发明。熟悉本领域技术人员显然可以容易的对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中，而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例。本领域技术人员根据本发明的原理，不脱离本发明的范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。

Claims (4)

1.一种铁基复合材料在耐铝液腐蚀磨损领域中的应用；

所述铁基复合材料由如下组分组成：

0.35-0.5wt%碳，3.5-4.0wt%硼，12.0-16.0wt%铬，0.7wt%钛，0.4-0.6wt%镍，2.0-3.0wt%硅，硫＜0.05wt%，磷＜0.05wt%，余量为铁。

2.一种根据权利要求1所述的铁基复合材料的制备方法，其特征在于：其包括如下步骤：

（1）、将废钢、生铁、铬铁和镍铁混合，熔化得到混合液；

（2）、待所述混合液化清后，降温至1550±10℃，保温10-12min，得到合金液；

（3）、在所述合金液内加入硼铁、硅铁和钛铁，升温，得到钢水；

（4）、调控所述钢水的温度为1530-1550℃，浇铸在模具内，脱模，得到铁基复合材料。

3.根据权利要求2所述的制备方法 ，其特征在于：步骤（1）中，所述熔化的温度为1600±10℃，所述熔化的时间为40-50min。

4.根据权利要求2所述的制备方法 ，其特征在于：步骤（3）中，所述升温后的温度为1580±10℃。

Images