CN113235015A - 基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于高硼铁基合金领域，具体涉及一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金及其制备方法。该材料的具体化学成分的质量百分比为：0.28％‑0.32％C，3.6％‑3.8％B，11.5％‑12.5％Cr，1.5％‑2.0％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量Fe。本发明还提供了一种基于快速凝固铸造工艺的铁硼合金的制备方法，利用中频真空感应炉熔炼，通过快速凝固铸造成型。本发明提供的制备方法能够显著地细化高硼铁基合金中的硼化物尺寸，并且使其均匀分布，优化了合金组织，提高了合金的耐液态金属腐蚀磨损性能以及综合力学性能。

Description

基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金及其制备方法

技术领域

本发明属于高硼铁基合金领域，具体涉及一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金及其制备方法。

背景技术

铁硼合金作为一种新型的耐液态金属腐蚀磨损的材料，具有硬度高，热稳定性高，耐磨性好等一系列良好的性能。随着铁基合金中硼含量的提高，合金中的硼化物数量也随之提高。由于硼化物有效地阻碍液态金属原子相铁基体扩散，并且还具有优良的热稳定性和耐磨性以及很高的硬度，因此铁硼合金的耐液态金属腐蚀磨损性能随着硼含量的增加而提高。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。

通过检索发现，现有技术有通过加入/提升铬含量或者硼的含量，来提升基体的耐腐蚀性能。该方法通过一味的提升铬或硼含量，虽然耐腐蚀性能得到了提升，但其他力学性能却大大下降，因而采用该方法提升耐腐蚀性能是非常有限的。

另外，现有技术中还有通过改善硼化物的尺寸、形貌、分布，进而提高高硼铁基合金的耐液态金属腐蚀性能，如通过添加稀土元素、或纳米增强颗粒，但该方法依然是属于成分调控，存在稀土或纳米颗粒在基体中的分散不均匀的、成本贵等问题，这会导致对最终整体的力学性能有所影响。

故而，如何兼顾耐液态金属腐蚀性能以及综合力学性能成为现今高硼铁基合金所面临的一大难题。

发明内容

本发明的目的在于针对现有技术中的不足，提供一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金及其制备方法。

本发明的目的是通过以下技术来实现的：

一方面，本发明涉及一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金，包括化学成分如下质量百分比含量的各组分：0.28-0.32％C，3.6-3.8％B，11.5-12.5％Cr，1.5-2.0％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量为Fe。

本发明的B含量选在共晶点附近，此含量范围内的B会形成很多初生硼化物，经过快速冷却工艺后，可形成更多细小的硼化物，该硼化物由于粒径较小，因而与液态金属的接触面积增大，抗液态金属腐蚀性会增强。但若B含量高于3.8％，则其形成的硼化物过多，会导致力学性能下降；而B含量若低于3.6，形成的初生硼化物含量不足，因而抗液态金属腐蚀性会不足。本发明的Cr含量为11.5-12.5％，此范围内的Cr含量可以既保证抗氧化性能、耐腐蚀性能又能兼具力学性能。但若Cr含量高于12.5，不仅会增加合金成本，还会对铁硼化合物的尺寸形貌有不良影响，甚至导致抗液态金属腐蚀性下降；若Cr少于11.5，则整个基体的抗氧化性又会不足。本发明的Si含量为1.5-2.0％，此范围内的Si含量既可以保证抗氧化性能、耐腐蚀性能也能兼具力学性能。

另一方面，本发明涉及一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，包括如下步骤：

S1：将钢材、生铁、铬铁加入熔炼炉内，并加热熔化；

S2：待S1制得的金属液完全熔化后，进行保温；

S3：再向S2制得的熔体中加入硼铁和硅铁，升温加热至溶体翻滚；

S4：待合金全部溶化后，浇铸至模具中成型。

本发明采用先将钢材、生铁、铬铁加入熔炼炉中并加热熔化，降低功率进行保温后；随后才加入硼铁和硅铁的原因为硼铁和硅铁的熔点低于钢材、生铁、铬铁等，因而采用分步加入，以防止硼铁和硅铁被烧损。

作为本发明的一个实施方案，步骤S1中所述钢材为废钢；所述加热熔化的温度为1590-1610℃。

作为本发明的一个实施方案，步骤S1中所述熔炼炉为中频真空感应熔炼炉。

本发明采用中频真空感应炉且在使用过程中始终伴随着电磁搅拌，此目的在于电磁搅拌效可以使已经长大的晶体破碎成为新的形核核心，从而增加熔体中有效晶核的数量，促进硼化物的细化。

作为本发明的一个实施方案，步骤S2中所述保温温度为1540-1560℃，所述保温时间为10-15min。

作为本发明的一个实施方案，步骤S3中所述升温温度至1570-1590℃；所述翻滚时间为1-3min。本发明步骤S3中升温是因为硼铁和硅铁的加入会使熔体温度快速下降，应稍微升高温度，使其快速熔化。但如果温度过高，会使硼铁和硅铁烧损严重，则成分控制不准。

作为本发明的一个实施方案，步骤S4中所述浇铸温度为1520-1540℃。选择此范围的浇铸温度是因为浇铸模具为水冷铜模，浇铸温度过低，流动性会变差，获得的铸件质量会变差；浇铸温度过高，容易烧损熔体内部的B和Si元素。

作为本发明的一个实施方案，步骤S4中所述模具为四周环绕循环冷却水的铜模具。

作为本发明的一个实施方案，所述铜模具的冷却速率控制在50-60℃/S。

本发明还涉及一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金在在制备耐液态金属腐蚀磨损的器件中的应用。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

(1)通过水冷铜模提供的快速凝固的方法，能够进一步显著细化高硼铁基合金中的硼化物，改善硼化物的形貌分布，获得组织均匀细小的高硼铁基合金，并能够进一步提高其耐液态金属腐蚀磨损性能，改善其综合力学性能；

(2)通过对熔体进行磁力搅拌，使已经长大的晶体破碎成为新的形核核心，从而增加熔体中有效晶核的数量，促进硼化物的细化。

附图说明

通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：

图1是实施例1熔体在通四周环绕循环冷却水的铜模具中凝固后的显微组织扫描电镜图(2000倍)；

图2是实施例2熔体在通四周环绕循环冷却水的铜模具中凝固后的显微组织扫描电镜图(2000倍)；

图3是实施例3熔体在通四周环绕循环冷却水的铜模具中凝固后的显微组织扫描电镜图(2000倍)；

图4是对比例1熔体在未通循环冷却水的铜模具中凝固后的显微组织扫描电镜图(2000倍)；

图5是对比例2熔体在铁制模具中凝固后的金相显微组织照片(500倍)；

图6为动态铝液腐蚀测试装置示意图；

其中，1为热电偶，2为样品支架，3为保温盖，4为坩埚，5为电阻炉，6为待测样品，7为铝溶体，8为耐火砖。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。

本发明所涉及到的凝固原理以及合金材料的耐液态金属腐蚀磨损机理主要是：

本发明是通过提高合金凝固时的凝固速率，抑制熔体中的溶质原子的扩散，提高硼化物晶体的形核率从而细化初晶硼化物；此外，通过对熔体进行磁力搅拌，使已经长大的晶体破碎成为新的形核核心，从而增加熔体中有效晶核的数量，促进硼化物的细化。

在液态金属腐蚀磨损过程中，本发明所涉及的一种基于快速凝固铸造工艺的新型高硼铁基合金材料具有细小均匀的初生硼化物相，其尺寸约为2～4μm，而亚微米级的共晶硼化物则弥散分布在初生硼化物间。水冷铜模提供的较高的凝固速率有效地细化了硼化物的尺寸，提高了硼化物相在铁基体中的面密度，增加了腐蚀过程中液态金属原子与硼化物相的接触面积；均匀弥散分布在初生硼化物之间的亚微米级的共晶硼化物也能够有效地弥补初生硼化物之间的空隙的不足，阻碍液态金属原子在初生硼化物间隙中扩散的途径，从而提高高硼铁基合金的耐液态金属腐蚀性能。此外细小均匀的硼化物改善了高硼铁基合金的综合力学性能，从而拓宽高硼铁基合金的应用范围。

以下各实施例及对比例依照如下各自的步骤及相关工艺参数进行，后续即可用于性能测试。

实施例1

本实施例采用2kg的中频真空感应炉熔炼。高硼铁基合金材料的化学组成及其质量分数为0.3％C，3.7％B，12.0％Cr，2.0％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量为Fe。先将废钢、生铁以及铬铁加入炉内，在1600℃下混合融化成液态钢水。待金属液完全化清后，降低功率在1550℃保温12分钟。再加硼铁和硅铁，提高功率，升高温度至1580℃，翻滚2分钟。待合金全部溶化后，将温度控制在1530℃浇铸至通四周环绕循环冷却水的铜模具中成型，且控制冷却速率为56.7℃/s。

实施例2

本实施例采用2kg的中频真空感应炉熔炼。新型高硼铁基合金材料的化学组成及其质量分数为0.28％C，3.6％B，11.5％Cr，1.5％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量Fe。先将废钢、生铁以及铬铁加入炉内，在1590℃下混合融化成液态钢水。待金属液完全化清后，降低功率在1540℃保温10分钟。再加硼铁和硅铁，提高功率，升高温度至1570℃，翻滚1分钟。待合金全部溶化后，将温度控制在1520℃浇铸至通四周环绕循环冷却水的铜模具中成型，且控制冷却速率为53.2℃/s。

实施例3

本实施例采用2kg的中频真空感应炉熔炼。新型高硼铁基合金材料的化学组成及其质量分数为0.32％C，3.8％B，12.5％Cr，2.0％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量为Fe。先将废钢、生铁以及铬铁加入炉内，在1610℃下混合融化成液态钢水。待金属液完全化清后，降低功率在1560℃保温15分钟。再加硼铁和硅铁，提高功率，升高温度至1590℃，翻滚3分钟。待合金全部溶化后，将温度控制在1540℃浇铸至通四周环绕循环冷却水的铜模具中成型，且控制冷却速率为57.8℃/s。

对比例1

本对比例和实施例1基本相同，区别仅在浇铸在不通循环冷却水的铜模具中成型。

对比例2

本对比例和实施例1基本相同，区别仅在浇铸在预热过的铸铁模具中成型。

对比例3

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于冷却速率控制在65℃/s。

对比例4

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于冷却速率控制在45℃/s。

对比例5

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于B元素含量为3.4％。

对比例6

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于Cr元素含量为10％。

对比例7

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于Cr元素含量为14.5％。

对比例8

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于Si元素含量为1.3％。

对比例9

本对比例和实施例1基本相同，区别仅于Si元素含量为2.2％。

性能测试

1、显微组织形貌测试：

图1-5为实施例1-3及对比例1-2所制备的高硼铁基合金基体显微组织形貌，由此可以发现凝固速率对于高硼铁基合金的微观组织具有极大的影响。在低冷速下，经过预热过铸铁模浇铸的高硼铁基合金基体中分布着粗大的板条状初生硼化物和针状的共晶硼化物(图5)。而随着凝固速率的增大，在未通循环冷却水的铜模中浇铸的高硼铁基合金的铸态组织显著细化，硼化物由粗大的板条状变为细小均匀分散的块状相(图4)。随着冷速的进一步增大，如在通循环冷却水的铜模中浇铸的高硼铁基合金的铸态组织细化效果更加显著，初生硼化物的尺寸约为2～4μm，部分硼化物甚至发生球化(图1-3)。

2、耐腐蚀测试

将实施例1-3和对比例1-5的铸锭上切割出尺寸为70×10×3mm的试样，将其浸没在750℃的铝液中进行动态腐蚀测试，旋转速度为60r/min。实验装置如图6所示，其中，1为热电偶，2为样品支架，3为保温盖，4为坩埚，5为电阻炉，6为待测样品，7为铝溶体，8为耐火砖。耐腐蚀性能测试的结果如表1示意。

表1 750℃铝液中动态腐蚀2h后腐蚀深度

样品	腐蚀深度(μm)
		实施例1	256
实施例2	264
		实施例3	249
对比例1	341
		对比例2	409
对比例3	294
		对比例4	277
对比例5	283
		对比例6	287
对比例7	272
		对比例8	277
对比例9	259

由上述测试结果表1可看出：冷却速率对抗液态金属腐蚀性能影响较大，但冷却速率过高(对比例3)，其腐蚀性能反而下降，这是因为随着冷速的过度增加，基体内的α-Fe的粒径也会进一步的下降，导致基体中的α-Fe晶界密度增多，铝液会沿着晶界加速腐蚀基体；若冷速过小(对比例4)，其抗腐蚀性能也会较弱，这是因为冷速不够，基体内的硼化物尺寸不够细小，因而与液态金属的接触面积不够大。另外，发现B元素的含量对抗液态金属腐蚀性能也有影响，如B元素含量过小(对比例5)，其形成的硼化物不足，导致抗液态金属腐蚀性能也较弱。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。

本发明说明书中未作详细描述的内容属本领域技术人员的公知技术。

Claims (10)

1.一种基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金，其特征在于，包括化学成分如下质量百分比含量的各组分：0.28-0.32％C，3.6-3.8％B，11.5-12.5％Cr，1.5-2.0％Si，S<0.05％，P<0.05％，余量为Fe。

2.一种根据权利要求1所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

S1：将钢材、生铁、铬铁加入熔炼炉内，并加热熔化；

S2：待S1制得的金属液完全熔化后，进行保温；

S3：再向S2制得的熔体中加入硼铁和硅铁，升温加热至溶体翻滚；

S4：待合金全部溶化后，浇铸至模具中成型。

3.根据权利要求2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S1中所述钢材为废钢；所述加热熔化的温度为1590-1610℃。

4.根据权利要求2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S1中所述熔炼炉为中频真空感应熔炼炉。

5.根据权利要求2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S2中所述保温的温度为1540-1560℃，时间为10-15min。

6.根据权利要2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S3中所述升温温度至1570-1590℃；所述翻滚时间为1-3min。

7.根据权利要求2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S4中所述浇铸温度为1520-1540℃。

8.根据权利要求2所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，步骤S4中所述模具为四周环绕循环冷却水的铜模具。

9.根据权利要求8所述基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金的制备方法，其特征在于，所述铜模具的冷却速率控制在50-60℃/S。

10.一种根据权利要求1所述的基于快速凝固铸造工艺的高硼铁基合金在制备耐液态金属腐蚀磨损的器件中的应用。

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