CN114480983B - 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备 - Google Patents

利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备 Download PDF

Info

Publication number
CN114480983B
CN114480983B CN202210090749.4A CN202210090749A CN114480983B CN 114480983 B CN114480983 B CN 114480983B CN 202210090749 A CN202210090749 A CN 202210090749A CN 114480983 B CN114480983 B CN 114480983B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
metal
melting
raw material
raw materials
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202210090749.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114480983A (zh
Inventor
刘鑫旺
尹正豪
马县能
姚俊卿
王亚松
樊自田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Huazhong University of Science and Technology
Original Assignee
Huazhong University of Science and Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Huazhong University of Science and Technology filed Critical Huazhong University of Science and Technology
Priority to CN202210090749.4A priority Critical patent/CN114480983B/zh
Publication of CN114480983A publication Critical patent/CN114480983A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114480983B publication Critical patent/CN114480983B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

本发明属于铁合金晶粒细化调控领域，公开了一种利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备，该Fe合金为三元合金Fe100‑2x‑Ax‑Bx，其中，x为0.3～0.7；A元素和B元素的混合焓在‑80～‑130kJ/mol范围内，Fe元素和A元素、Fe元素和B元素的混合焓均满足‑50～10kJ/mol；并且，A元素和B元素的溶质分配系数均小于1。本发明利用混合焓为‑80～‑130kJ/mol的两种元素A、B共同添加至Fe中，利用凝固过程中两种元素在凝固界面前沿相互作用从而起到抑制晶粒长大(在冷却凝固过程中，元素A和B被排斥从而聚集到凝固界面前沿)，从而利用微合金化来达到粗大的等轴晶向细小的等轴晶转变以及晶粒细化的目的。

Description

利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备
技术领域
本发明属于铁合金晶粒细化调控领域，更具体地，涉及一种利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备。
背景技术
铁是目前使用量最大、应用最广泛的金属，铁及铁基合金具有高塑性、高强度、良好的导热性、耐热性等优异的性能，被广泛应用于建筑交通、化学化工、机械零件、电子器件等领域。铸造是复杂精密铁合金零器件成型的重要方法，但是，铸造铁合金会形成粗大的等轴晶，粗大且晶界性能差不仅严重影响铁合金的强度，同时也极大限制了铁合金应用领域的拓宽。细化晶粒是一种高效提升合金的强度和塑性的方法，除此之外，晶粒细化还可以提升合金的耐磨性、耐蚀性和导热性。
然而，目前对Fe及Fe基合金的晶粒细化效果并不显著，无法有效实现诱导更加细小等轴晶形成的目标。
本发明发明人在前研究得到了一种利用溶质交互作用细化晶粒的Ni合金及其制备方法(可参见中国专利文献CN113718132A)，尽管其也公开了在Ni合金体系中可加入等原子比的金属细化元素和非金属细化元素Q和Z，利用两种元素在固液界面前沿的偏析及其交互作用抑制晶粒生长，达到利用微合金化即可促进柱状晶-等轴晶转变和细化晶粒的目的，但是，所针对的合金不同，其凝固特点存在很大区别，并且由于基体和溶质的晶格常数不同，溶质在其中起到的细化效果也有较大区别。Ni在凝固过程中始终保持面心立方结构，没有发生相变过程，这更加有利于分析添加元素的作用，减少其他影响，凝固组织相对来说比较简单，由面心立方固溶体组成。而Fe在冷却凝固过程经历了体心立方(δ-Fe)—面心立方(γ-Fe)—体心立方(α-Fe)转变过程，这对凝固组织会产生一定的影响，由于δ-Fe是在凝固过程中首先形成的第一个固相，故δ-Fe的尺寸大小直接决定了铸锭的晶粒尺寸。因此，在细化晶粒过程中，δ-Fe的晶粒细化对于控制铸锭的晶粒径至关重要。但是铸锭凝固后冷却到室温的过程中会发生固态相变，难以将凝固初始形成的δ-Fe保留到室温，这给研究溶质作用机理细化晶粒带来一定困难。
另外，镍及镍合金具有优异的耐高温、抗疲劳、抗氧化、耐腐蚀和电磁等性能，其主要是用于高温合金和记忆合金，被广泛应用于航空航天、军工、化工、电子产品以及核能工业等领域，是一种十分受到重视的战略性材料。铁及铁合金具有良好的延展性、导电、导热以及电磁性能等特点，并且铁及铁合金是基础原材料工业之一，主要用于钢铁行业，相对于镍资源匮乏，铁资源是相对丰富。因此，关于铁及铁合金的研究引起了人们关注。一方面，为了提高以铁为原料的钢铁和铁基高温合金的使用性能，故需要研究在纯铁中添加少量元素的作用，为开发新的铁合金体系提供一定的理论依据；另一方面，以铁作为原材料的钢铁材料、非晶材料等基础原材料，现在仍旧是不可替代的。故研究和开发使用高性能的铁及铁合金对于节约短缺的镍战略资源具有十分重要的战略意义。
发明内容
针对现有技术的以上缺陷或改进需求，本发明的目的在于提供一种利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及其制备方法，其目的在于利用混合焓为-80～-130kJ/mol的两种元素A、B共同添加至Fe中，利用凝固过程中两种元素在凝固界面前沿相互作用从而起到抑制晶粒长大(在冷却凝固过程中，元素A和B被排斥从而聚集到凝固界面前沿)，从而达到利用微合金化来促进粗大的等轴晶向细小的等轴晶转变以及晶粒细化的目的。由此，可以解决Fe合金晶粒细化溶质的效果不够显著，无法高质量诱导更加细小等轴晶形成的技术问题。
为实现上述目的，按照本发明的一个方面，提供了一种利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金，其特征在于，该Fe合金为三元合金Fe100-2x-Ax-Bx，其中，x为0.3～0.7，该三元合金体系中A元素和B元素的原子百分数占比均为x％；A元素和B元素的混合焓在-80～-130kJ/mol范围内，Fe元素和A元素的混合焓满足-50～10kJ/mol，Fe元素和B元素的混合焓满足-50～10kJ/mol；并且，A元素和B元素的溶质分配系数均小于1。
作为本发明的进一步优选，所述A元素为钛，所述B元素为碳，所述Fe合金具体为Fe100-2x-Tix-Cx；
或者，所述A元素为钒，所述B元素为碳，所述Fe合金具体为Fe100-2x-Vx-Cx。
作为本发明的进一步优选，所述Fe合金为等轴晶铸锭，平均晶粒尺寸为130μm以下，具备各向同性。
按照本发明的另一方面，本发明提供了制备上述利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金的方法，其特征在于，该制备方法包括下列步骤：
S1：按Fe100-2x-Ax-Bx的名义化学计量比准备Fe原料、A原料和B原料；接着，将这些原料放入熔炼炉坩埚内，其中：
A元素和B元素中存在至少一者为金属元素，在放置原料时，按金属熔点由低到高的顺序依次放入熔炼炉坩埚内，使得熔点最低的金属元素对应的原料在最下方、熔点最高的金属元素对应的原料在最上方；并且，若A元素和B元素中存在非金属元素，则该非金属元素对应的原料以粉末形式添加，且在放置原料时，用其它金属元素对应的原料包围该非金属元素对应的原料；
S2：保证熔炼炉腔体内充满氩气的前提下进行电弧熔炼，同时在熔炼过程中对熔融金属液进行持续搅拌从而实现各元素分布均匀，熔炼完成后静置使其冷却凝固，最后得到纽扣锭；
S3：将所述纽扣锭在自身重力的条件下滴铸制得Fe合金。
作为本发明的进一步优选，所述步骤S1中，所述Fe原料为Fe金属粒。
作为本发明的进一步优选，A为钛元素，B为碳元素；相应的，所述步骤S1中，所述A原料为钛金属块，所述B原料为渗碳体粉末或碳粉；
或者，A为钒元素，B为碳元素；相应的，所述步骤S1中，所述A原料为钒金属块，所述B原料为碳粉。
作为本发明的进一步优选，所述步骤S2中，所述搅拌是通过向所述熔炼过程中的金属液施加涡流磁场实现的，用于产生所述涡流磁场的电流不超过20A。
作为本发明的进一步优选，所述步骤S2中，所述电弧熔炼施加的熔炼电流不超过500A；
所述熔炼、以及熔炼完成后的冷却凝固，是循环多次进行的；每一次熔炼的熔炼时间不短于3分钟；优选的，所述熔炼、以及熔炼完成后的冷却凝固，循环至少5次。
通过本发明所构思的以上技术方案，将等原子比的两种细化元素共同添加到Fe合金中，利用两种元素在凝固界面前沿相互吸引从而起到阻碍晶粒长大，使得微合金化来促进粗大的等轴晶向细小的等轴晶转变以及晶粒细化的目的，Fe合金经过细化后获得等轴晶组织，所得等轴晶平均晶粒尺寸为130μm以下，具有组织细小均匀，各向同性和元素添加量少的特点。由此，Fe合金晶粒细化溶质的效果不够显著，无法高质量诱导更加细小等轴晶形成的技术问题也将得到有效解决。
具体说来，本发明与现有技术相比，能够取得以下有益效果：
(1)本发明通过共同添加两种具有凝固界面溶质相互作用的等原子比晶粒细化元素(即，A元素和B元素，这两种元素的混合焓在-80～-130kJ/mol范围内，是具有适合结合力的两种细化元素)，可以促进粗大等轴晶向细小等轴晶转变和细化晶粒的目标，使得铸造Fe合金获得细小的等轴晶组织，并且平均晶粒尺寸为130μm以下，组织分布均匀，晶粒细小、呈现各向同性以及元素添加量少等特点。以A元素为钛、B元素为碳为例，具体的：一方面，在凝固过程中，由于添加的两种等原子比晶粒细化元素的分配系数均小于1，因此，对晶体生长起控制作用的元素是溶剂(也就是铁基体)。另一方面，根据生长抑制因子(Q)来判断凝固界面前沿液相中溶质原子造成的成分过冷，从而分析其产生的晶粒细化效果，根据已有文献，C和Ti的Q值可以在铁中使粗大的等轴晶得到细化，但是由于添加量少的因素，单独添加细化效果没有那么明显，二者共同添加后，其Q值可以看成是二者单独Q值的叠加，因此，这样即使添加的元素量比较少，但其Q值是比较大的，故会产生更优异的细化晶粒效果。本发明Fe合金的化学表达式为：Fe100-2x-Ax-Bx(at.％)，x的取值范围是0.3～0.7，具有元素添加量少的特点。相似的，A元素为钒、B元素为碳对应得到的Fe合金，也具有相似特点。
另外，同样以A元素为钛、B元素为碳为例，根据文献，Fe的晶格常数与TiC相差较大，TiC不具备提供异质形核核心的作用，然而本发明在研发过程中发现：常见的强碳氮化合物有Ti、Nb、V等，其中Ti是最强碳氮化合物形成元素，当与C同时添加到Fe基合金中时，并且Ti和C的混合焓在-80～-130kJ/mol范围内，也就意味着以Fe为基体的合金中，细化元素结合力较强，从而在Fe基合金中会形成纳米尺寸的化合物TiC，TiC的熔点远高于Fe，所以在凝固过程中，TiC颗粒会在晶粒界面处析出偏聚，TiC颗粒在晶界处的钉扎会阻碍晶界迁移，强烈阻碍晶粒长大，从而让Fe合金晶粒细化。
(2)以Fe-C-Ti合金为例，本发明中添加的少量的细化元素，起到细化晶粒并可以减少凝固过程中缩孔的缺陷，提高铸态的综合力学性能，并为后续加工过程提供良好铸件原材料。并且添加的Ti和C因为具有较好的亲和力，所以会在Fe基合金凝固过程中以TiC粒子团的形式在晶界及固液界面前沿发生偏聚，这使得在固液界面前沿形成一个强成分过冷区，有利于晶粒细化的实现。
(3)另外，本发明在合金铸造过程中，尤其可在电磁搅拌的环境下完成，外加电磁场亦是常见Fe合金的机械细化方式，所以，电磁场环境的加入可以促进晶粒更加细化的实现。
综上，本发明通过等原子百分数占比的A元素与B元素的设计，由于A元素与B元素两者之间具有适合的结合力(A元素和B元素的混合焓在-80～-130kJ/mol范围内)，且A和B的溶质分配系数均小于1，在合金熔炼过程中，合金冷却凝固时，元素A和B被排斥从而聚集到凝固界面前沿，如此基于A元素和B元素在凝固界面前沿溶质相互作用，能够起到细化晶粒的作用效果。基于本发明，能够得到等轴晶组织的三元Fe合金，组织均匀分布，呈现各向同性。
附图说明
图1为实施例1中Fe99.4-Ti0.3-C0.3(at.％，原子百分数)合金(记为Fe-0.3C-0.3Ti)的凝固组织图。
图2为实施例2中Fe99.2-Ti0.4-C0.4(at.％)合金(记为Fe-0.4C-0.4Ti)的凝固组织图。
图3为实施例3中Fe99-Ti0.5-C0.5(at.％)合金(记为Fe-0.5C-0.5Ti)的凝固组织图。
图4为实施例4中Fe98.8-Ti0.6-C0.6(at.％)合金(记为Fe-0.6C-0.6Ti)的凝固组织图。
图5为实施例5中Fe98.6-Ti0.7-C0.7(at.％)合金(记为Fe-0.7C-0.7Ti)的凝固组织图。
图6为对比例1中Fe的凝固组织图。
图7为对比例2中Fe99.4-C0.6(at.％)的凝固组织图(记为Fe-0.6C)。
图8为对比例3中Fe99.4-Ti0.6(at.％)的凝固组织图(记为Fe-0.6Ti)。
此外，图1至图8中，各图右下角的标尺均代表1mm。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。此外，下面所描述的本发明各个实施方式中所涉及到的技术特征只要彼此之间未构成冲突就可以相互组合。
下面以A为钛、B为碳为例，对本发明进行详细介绍：
实施例1
本实施例提供一种利用凝固界面溶质相互作用细化Fe合金晶粒的方法，该Fe合金的化学表达式为Fe99.4-Ti0.3-C0.3(at.％)，即，合金体系中Fe元素、Ti元素、C元素三者的原子之比为99.4％：0.3％：0.3％。在电弧熔炼制备该合金时，Fe原料为铁金属粒，钛金属以钛块的形式添加并将其放置在铁金属粒的上方，碳以渗碳体粉末形式添加并将其放置在Fe当中。具体的：
1)按照熔点从低到高的原则，低熔点放在最下面，高熔点放在最上面，依次将原料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，其中渗碳体粉末(当然，也可以采用其他碳源原料，如碳粉)放置在Fe金属粒当中，防止熔炼时被火焰吹飞；钛块放置在Fe粒的上方，保证其充分融化；原料均采用千分之一电子天平(精度至0.001g)称重以保证实验误差可控。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼Fe合金前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂(若判断存在空气，则找到原因，排除干扰后，重复抽真空、回填氩气操作)，确定无空气，随后再引弧熔炼Fe合金。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终Fe合金完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到Fe合金纽扣锭。
3)移动Fe合金纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，实施例1获得的合金的平均晶粒尺寸为122μm。
实施例2
本实施例提供一种利用凝固界面溶质相互作用细化Fe合金晶粒的方法，该Fe合金的化学表达式为Fe99.2-Ti0.4-C0.4(at.％)。
1)按照熔点从低到高的原则，低熔点放在最下面，高熔点放在最上面，依次将原料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，其中渗碳体粉末放置在Fe粒当中，钛块放置在Fe粒的上方，原料均采用千分之一电子天平称重以保证实验误差可控。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼Fe合金前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼Fe合金。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终Fe合金完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到Fe合金纽扣锭。
3)移动Fe合金纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，实施例2获得的合金的平均晶粒尺寸为72μm。
实施例3
本实施例提供一种利用凝固界面溶质相互作用细化Fe合金晶粒的方法，该Fe合金的化学表达式为Fe99-Ti0.5-C0.5(at.％)。
1)按照熔点从低到高的原则，低熔点放在最下面，高熔点放在最上面，依次将原料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，其中渗碳体粉末放置在Fe粒当中，钛块放置在Fe粒的上方，原料均采用千分之一电子天平称重以保证实验误差可控。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼Fe合金前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼Fe合金。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终Fe合金完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到Fe合金纽扣锭。
3)移动Fe合金纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，实施例3获得的合金的平均晶粒尺寸为48μm。
实施例4
本实施例提供一种利用凝固界面溶质相互作用细化Fe合金晶粒的方法，该Fe合金的化学表达式为Fe98.8-Ti0.6-C0.6(at.％)。
1)按照熔点从低到高的原则，低熔点放在最下面，高熔点放在最上面，依次将原料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，其中渗碳体粉末放置在Fe粒当中，钛块放置在Fe粒的上方，原料均采用千分之一电子天平称重以保证实验误差可控。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼Fe合金前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼Fe合金。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终Fe合金完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到Fe合金纽扣锭。
3)移动Fe合金纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，实施例4获得的合金的平均晶粒尺寸为37μm。
实施例5
本实施例提供一种利用凝固界面溶质相互作用细化Fe合金晶粒的方法，该Fe合金的化学表达式为Fe98.6-Ti0.7-C0.7(at.％)。
1)按照熔点从低到高的原则，低熔点放在最下面，高熔点放在最上面，依次将原料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，其中渗碳体粉末放置在Fe粒当中，钛块放置在Fe粒的上方，原料均采用千分之一电子天平称重以保证实验误差可控。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼Fe合金前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼Fe合金。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终Fe合金完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到Fe合金纽扣锭。
3)移动Fe合金纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，实施例5获得的合金的平均晶粒尺寸为38μm。
对比例1
本对比例提供一种Fe的制备方法及通过该方法制备得到的Fe。该方法包括下列步骤：
1)将Fe金属粒放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，原料采用千分之一电子天平称重以控制实验误差。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼开始前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终金属完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到金属纽扣锭。
3)移动金属纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部金属完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，对比例1获得的金属的等轴晶晶粒的平均尺寸为：214μm。
对比例2
本对比例提供一种Fe的制备方法及通过该方法制备得到的Fe。该Fe合金的化学表达式为Fe99.4-C0.6(at.％)。
该方法包括下列步骤：
1)将渗碳体粉末包埋于铁金属粒中放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，原料均采用千分之一电子天平称重以控制实验误差。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼开始前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终金属完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到金属纽扣锭。
3)移动金属纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，对比例2获得的合金的等轴晶晶粒的平均尺寸为：427μm。
对比例3
本对比例提供一种Fe的制备方法及通过该方法制备得到的Fe。该Fe合金的化学表达式为Fe99.4-Ti0.6(at.％)。
该方法包括下列步骤：
1)将原料依次放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，原料均采用千分之一电子天平称重以控制实验误差。
2)关闭电弧熔炼炉的真空室后，将真空室内抽真空到小于2×10-2Pa，随后往其中回填高纯氩气到约5×104Pa，重复抽真空和回填氩气的操作2次，在熔炼开始前，先熔炼钛锭吸收残余空气为后续的熔铸操作提供高纯气氛氛围，同时通过钛金属块的表面是否有氧化物来确定真空室内是否有空气参杂，随后再引弧熔炼。整个熔炼过程在电磁场搅拌的条件下完成，直到最终金属完全凝固，所述熔炼过程反复5次，以确保组元成分混合均匀，得到金属纽扣锭。
3)移动金属纽扣锭至浇注工位后，引弧并缓慢增大电流使纽扣锭处于熔化，当底部合金完全熔化并快速滴落至工位正下方的铜模铸型中，冷却后即可获得所需尺寸的铸锭。
结果与分析：
用线切割从试样中切取尺寸为8.5mm×5mm×5mm的小方块，依次用80#、120#、240#、500#、800#、1000#、1200#和2000#的SiC砂纸打磨光亮，用预磨机对式样进行机械抛光处理，随后对式样化学腐蚀，得到样品进行金相观察，经测试，对比例3获得的合金的等轴晶晶粒的平均尺寸为：170μm。
上述实施例及对比例中所采用的Fe原料、Ti原料、C原料，纯度均大于99wt.％。
另外，A元素和B元素在本发明的三元合金体系中，名义原子百分数彼此相等，但由于一些客观存在的、无法回避的工艺误差，A元素和B元素在三元合金体系中的实际原子百分数可能会存在波动(由于这部分波动往往较小，基本可以忽略)。
本发明中的溶质分配系数(也称作平衡分凝系数)，与常规定义相似，是对同一溶质而言固相溶质浓度与液相溶质浓度之比(在Fe中)。
本领域的技术人员容易理解，以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金，其特征在于，该Fe合金为三元合金Fe100-2x-Ax-Bx，其中，x为0.3~0.7，该三元合金体系中A元素和B元素的原子百分数占比均为x%；A元素和B元素的混合焓在-80～-130 kJ/mol范围内，Fe元素和A元素的混合焓满足-50～10 kJ/mol，Fe元素和B元素的混合焓满足-50～10 kJ/mol；并且，A元素和B元素的溶质分配系数均小于1；
所述A元素为钛，所述B元素为碳，所述Fe合金具体为Fe100-2x-Tix-Cx；或者，所述A元素为钒，所述B元素为碳，所述Fe合金具体为Fe100-2x-Vx-Cx；
所述Fe合金为等轴晶铸锭，平均晶粒尺寸为130μm以下，具备各向同性；
并且，该Fe合金是按包括下列步骤的制备方法制备得到的：
S1：按Fe100-2x-Ax-Bx的名义化学计量比准备Fe原料、A原料和B原料；接着，将这些原料放入熔炼炉坩埚内，其中：
由于A元素和B元素中一者为金属元素、另一者为非金属元素，在放置原料时，按金属熔点由低到高的顺序依次放入熔炼炉坩埚内，使得熔点最低的金属元素对应的原料在最下方、熔点最高的金属元素对应的原料在最上方；对于非金属元素对应的原料，则是将该非金属元素对应的原料以粉末形式添加，且在放置原料时，用其它金属元素对应的原料包围该非金属元素对应的原料；
S2：保证熔炼炉腔体内充满氩气的前提下进行电弧熔炼，同时在熔炼过程中对熔融金属液进行持续搅拌从而实现各元素分布均匀，熔炼完成后静置使其冷却凝固，最后得到纽扣锭；在凝固过程中，由于A、B两种元素的存在，利用A、B两种元素在凝固界面前沿相互作用能够促进粗大的等轴晶向细小的等轴晶转变，实现晶粒细化；
S3：将所述纽扣锭在自身重力的条件下滴铸制得Fe合金。
2.制备如权利要求1所述利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金的方法，其特征在于，该制备方法包括下列步骤：
S1：按Fe100-2x-Ax-Bx的名义化学计量比准备Fe原料、A原料和B原料；接着，将这些原料放入熔炼炉坩埚内，其中：
由于A元素和B元素中一者为金属元素、另一者为非金属元素，在放置原料时，按金属熔点由低到高的顺序依次放入熔炼炉坩埚内，使得熔点最低的金属元素对应的原料在最下方、熔点最高的金属元素对应的原料在最上方；对于非金属元素对应的原料，则是将该非金属元素对应的原料以粉末形式添加，且在放置原料时，用其它金属元素对应的原料包围该非金属元素对应的原料；
S2：保证熔炼炉腔体内充满氩气的前提下进行电弧熔炼，同时在熔炼过程中对熔融金属液进行持续搅拌从而实现各元素分布均匀，熔炼完成后静置使其冷却凝固，最后得到纽扣锭；在凝固过程中，由于A、B两种元素的存在，利用A、B两种元素在凝固界面前沿相互作用能够促进粗大的等轴晶向细小的等轴晶转变，实现晶粒细化；
S3：将所述纽扣锭在自身重力的条件下滴铸制得Fe合金。
3.如权利要求2所述方法，其特征在于，所述步骤S1中，所述Fe原料为Fe金属粒。
4.如权利要求2所述方法，其特征在于，A为钛元素，B为碳元素；相应的，所述步骤S1中，所述A原料为钛金属块，所述B原料为渗碳体粉末或碳粉；
或者，A为钒元素，B为碳元素；相应的，所述步骤S1中，所述A原料为钒金属块，所述B原料为碳粉。
5.如权利要求2所述方法，其特征在于，所述步骤S2中，所述搅拌是通过向所述熔炼过程中的金属液施加涡流磁场实现的，用于产生所述涡流磁场的电流不超过20A。
6.如权利要求2所述方法，其特征在于，所述步骤S2中，所述电弧熔炼施加的熔炼电流不超过500A；
所述熔炼、以及熔炼完成后的冷却凝固，是循环多次进行的；每一次熔炼的熔炼时间不短于3分钟。
7.如权利要求6所述方法，其特征在于，所述熔炼、以及熔炼完成后的冷却凝固，循环至少5次。
CN202210090749.4A 2022-01-26 2022-01-26 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备 Active CN114480983B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210090749.4A CN114480983B (zh) 2022-01-26 2022-01-26 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210090749.4A CN114480983B (zh) 2022-01-26 2022-01-26 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114480983A CN114480983A (zh) 2022-05-13
CN114480983B true CN114480983B (zh) 2022-12-02

Family

ID=81474608

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210090749.4A Active CN114480983B (zh) 2022-01-26 2022-01-26 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114480983B (zh)

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1286997C (zh) * 2003-07-22 2006-11-29 四川大学 大电流制备铁基复合材料及硬质合金的方法
CN101840763A (zh) * 2010-01-20 2010-09-22 安泰科技股份有限公司 一种高饱和磁感应强度的铁基纳米晶软磁合金
CN102140604A (zh) * 2010-10-29 2011-08-03 广西大学 原位反应铸造法制备VCp/Fe复合材料的低温加钒方法
CN103215516B (zh) * 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN110157971B (zh) * 2019-06-06 2020-12-18 南京理工大学 一种原位增强高熵合金复合材料的感应熔炼方法
US11608548B2 (en) * 2019-10-01 2023-03-21 The Boeing Company Maraging steel alloy and methods of making the same
CN112030069A (zh) * 2020-08-07 2020-12-04 江苏联峰实业有限公司 一种碳铌钛复合强化非调钢及其生产方法
CN113718132B (zh) * 2021-08-31 2022-09-16 华中科技大学 一种利用溶质交互作用细化晶粒的Ni合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN114480983A (zh) 2022-05-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Zhang High entropy materials
Shen et al. Fabrication of bulk Al-Co-Cr-Fe-Ni high-entropy alloy using combined cable wire arc additive manufacturing (CCW-AAM): Microstructure and mechanical properties
Zhang et al. A review on microstructures and properties of high entropy alloys manufactured by selective laser melting
Wang et al. Microstructures and properties of equimolar AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy additively manufactured by selective laser melting
Kalaiselvan et al. Production and characterization of AA6061–B4C stir cast composite
Jablonski et al. Manufacturing of high entropy alloys
Zhang et al. A novel fabrication technology of in situ TiB2/6063Al composites: high energy ball milling and melt in situ reaction
CN111647789B (zh) 基于合金化法细化铬铁钴镍基高熵合金晶粒及制备方法
CN109594002B (zh) 一种多主元中熵合金及其制备方法
Kushnerov et al. Structure and physical properties of cast and splat-quenched CoCr0. 8Cu0. 64FeNi high entropy alloy
Braszczyńska-Malik et al. The role of Ni-P coating structure on fly ash cenospheres in the formation of magnesium matrix composites
Wang et al. Alloying behavior and characterization of (CoCrFeNiMn) 90M10 (M= Al, Hf) high-entropy materials fabricated by mechanical alloying
Jia et al. Influence of energy area densities on microstructure evolution and properties of laser direct energy deposited Ni-Co-Mn-Al-Y magnetic shape memory alloy
Dong et al. Effect of electromagnetic field on microstructure and properties of bulk AlCrFeNiMo 0.2 high-entropy alloy
CN114480983B (zh) 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备
CN113718132B (zh) 一种利用溶质交互作用细化晶粒的Ni合金及其制备方法
Palanisamy et al. Predicting pathways for synthesis of ferromagnetic τ phase in binary Heusler alloy Al-55 Pct Mn through understanding of the kinetics of ε–τ transformation
Basem et al. Characterization of FeCoNiCr high-entropy alloys manufactured by powder metallurgy technique
Karaköse et al. Effect of cooling rate and Mg addition on the structural evaluation of rapidly solidified Al-20wt% Cu-12wt% Fe alloy
Mizumoto et al. Development of new additive for grain refinement of austenitic stainless steel
Moussa et al. Strengthening effect of Y2O3 on AZ92 magnesium alloy using stir casting process
Li et al. Bulk synthesis of Ti28Zr40Al20Nb12 high entropy alloy: a critical evaluation of processing conditions
Zhang et al. AlCoCuFeNi high-entropy alloy coating fabricated by laser cladding with gas-atomized pre-alloy powders
JP6179325B2 (ja) 連続鋳造用モールド材
Daryoush et al. Advances in the Processing of High-Entropy Alloys by Mechanical Alloying

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant