来源：中国硼网
刘仲礼1，李言祥1，陈 祥1，胡开华2
（1.清华大学机械工程系，先进成形制造教育部重点实验室，北京100084；2.浙东精密铸造有限公司，浙江宁波315137）
摘要：高硼铁基合金是一种新型的耐磨材料，其特点是以组织中硬脆的共晶硼化物作为材料的耐磨相。但是，由于共晶硼化物在晶界处呈网状分布，破坏了基体的连续性，导致材料韧性偏低。提高该种材料韧性的有效途径便是改善硼化物的形态，文中采用稀土镁对高硼铁基合金进行变质，在热处理条件下，改善了硼化物的形态，将材料的冲击韧度提高了34.6%。
关键词：高硼铁基合金；硼化物；稀土镁；变质
中图分类号：TG143.8；TG257
合金是以共晶硼化物为耐磨相的新型耐磨材料。由于硼在铁中的溶解度极低（硼在α－Fe中的溶解度小于0.0004%，在γ－Fe中的溶解度也只有0.02%[1]），所以加入的硼（大于0.5%）大多形成硼化物，具有非常高的硬度（如硼与铁生成的Fe2B硬度为HV1400—1500[2]）和热稳定性，因此是良好的耐磨相。热处理态高硼铁基合金由基体和硼化物组成，基体是材料韧性的来源，将基体的碳含量控制在0.2%—0.4%，通过热处理后可以得到强韧性的马氏体，从而获得在强韧性基体上分布硬度良好硼化物的耐磨材料。该种材料采用我国储量丰富的硼作为主要合金元素，通过硼与铁等元素生成高硬度的耐磨相，可以降低材料的成本，而且该种材料的硬度可以通过调整热处理工艺来满足机加工的目的，是一种很有前途的耐磨材料。
1 高硼铁基合金的组织特点
高硼铁基合金是在高硼低碳的基础上通过添加其它合金元素以获得较好的综合性能。通常添加锰、硅、铬等元素，添加合金元素的目的是为了强化基体以及形成硬度更高的合金硼化物。
图1是一种含碳0.30%、硼1.5%、硅0.8%、锰1.0%、铬1.1%的高硼铁基合金的铸态组织和热处理后的金相组织。为描述方便，将该种成分的合金命名为HBS合金。热处理是经1000℃保温2h，水淬，200℃回火1h，空冷。
铸态时，高硼铁基合金是由树枝状基体和基体之间的共晶硼化物组成。基体包括铁素体和珠光体两相，铁素体呈不规则块状分布；共晶硼化物是以莱氏体形态在晶间网状分布。热处理后，高硼铁基合金由大部分低碳马氏体和硼化物组成。硼化物在组织中呈连续相将基体分割，由图2的高硼铁基合金的XRD可知硼化物大部分是Fe2B。
硬脆硼化物的存在是该种材料的一个非常显著的特点，应用实践表明耐磨相的存在可以明显提高材料的抗磨料磨损性能。基体是材料韧性的来源，强韧性的基体既可以给硬脆的硼化物提供支持，也可以吸收冲击能量，从而可以提高材料在冲击磨损工况条件下的耐磨性。
硼化物在组织中的形态和分布对基体造成割裂，影响材料的韧性。该类材料的低碳马氏体基体具有良好的强韧性，但是由于硼化物的影响，而不能发挥其强韧性的作用。要提高材料的韧性，就需要改变硼化物形态，减少硼化物对基体的削弱，使基体成为连续相而为独立相。在改善硼化物形态的研究中，我们发现单纯的长时间高温热处理难以改变高硼铁基合金中硼化物的形态，其主要原因是硼在铁中的溶解度极低，即使在1149℃，其溶解度也只有0.02%[1]，比碳在铁中的溶解度相差甚远（碳在1148℃溶解度为2.11%[3]）。因此通过变质改变高硼铁基合金铸态硼化物形态，然后通过适当热处理工艺来改善硼化物形态是通常采用的方法。
稀土镁是球墨铸铁生产中的一种有效的球化剂，一般认为在球墨铸铁中，稀土镁的加入可以减少熔体中氧、硫含量，提高熔体质量，同时镁可以改变石墨的生长特性，达到球化石墨的目的[4-5]。文通过加入稀土镁对高硼铁基合金进行变质处理，研究了稀土镁对高硼铁基合金组织和性能的影响。
2 试验方法
熔炼采用100kg中频无芯感应电炉，原材料包括废钢、硼铁、铬铁、锰铁、硅铁、钛铁、钒铁，稀土镁采用RE8Mg5Si40。熔炼时先加入废钢，待熔清后依次加入铬铁、锰铁、硅铁，插铝一次脱氧后，加入钒铁、钛铁和硼铁，经熔清扒渣后插铝进行二次脱氧，然后出钢。插铝一次脱氧是为了保证钒铁、钛铁和硼铁的收得率。硼是一种活性元素，易与熔体中的氧和氮发生反应，所以在硼铁加入以前，必须除氧和固氮[6]。另外硼铁加入熔清后，保温时间不要过长，浇注时还应进行二次脱氧，而且浇注速度要快，以免熔体在浇注过程中吸收较多的氧。浇注完毕后还应在铸型表面撒覆盖剂保护。
采用稀土镁变质时，稀土镁事先加入浇包内采用薄铁片覆盖，试验稀土镁的加入量为0.5%。合金熔炼温度1500—1550℃，浇注温度1450—1500℃。高硼铁基合金的熔点大约在1400℃左右，因此为了保证硼的收得率，熔炼温度应严格控制。
熔炼钢液100kg，其中50kg不加稀土镁直接浇注；另外50kg在浇包中加入0.5%的稀土镁变质后浇注。
试验浇注标准的砂型基尔试块，浇注完毕后，采用线切割将试块下端切下。对变质和未变质的试样各取三块进行热处理试验，试块的热处理制度是采用1030℃保温3h，水淬；200℃回火1j，空冷。冲击试样的尺寸是20mm×20mm×110mm无缺口试样。所得到铸态和热处理后硬度是测量5次的平均值；冲击韧度是三个试样的平均值。
合金设计成分如表1所示。
成分设计中的低碳是保证基体经热处理后可以得到强韧性的低碳马氏体，高硼是保证组织中硼化物的数量，一般硼钢中硼的含量在30×10-6以下[7]，高硼铁基合金中的硼含量是一般硼钢的几百倍。硅是用来强化基体的元素，其不溶于硼化物；锰和铬是用来提高材料淬透性及强化基体的元素；钒和钛是用来细化初晶奥氏体和共晶硼化物。
合金实测成分如表２所示。
在表2熔炼合金中，1号合金未变质，2号合金加入０．５％稀土镁变质。
钛是以钛铁的形式加入的，加入量为０．３％， 对１号和２号合金钛的收得率分别是６０％和５０％； 钒是以钒铁形式加入， 加入量为０．３％， 两种合金中钒的收得率分别是７３．３％和７１％。因为稀土中含有４０％的硅，因此２号合金中的硅含量有所增加。由于稀土镁的加入， 硫、磷含量有所降低。
3 试验结果与分析
3.1 高硼铁基合金的铸态组织
图3是高硼铁基合金变质和未变质时的铸态组织。
在铸态条件下，未变质的高硼合金由硼化物、珠光体和极少量的铁素体组成；而经过变质的高硼铁基合金由两相组成，分别是珠光体和硼化物。硼化物呈网状结构分布在晶界处，而且局部团聚。未变质时，硼化物团簇较多，且分布不均匀；采用稀土镁变质时，硼化物团簇减少，硼化物细化并分布比较均匀，稀土镁变质后硼化物缩颈和断网的情况也有所增加。
虽然稀土镁的加入没有根本改变硼化物的形态，但是减少了硼化物团簇并细化了硼化物，为热处理时打断网状结构提供了可能。
3.2 高硼铁合金热处理后组织
图4是两种合金在1030℃保温3h，水淬；200℃保温1h，空冷后的金相组织。高硼铁基合金的共晶点温度是1148℃[1]，因此热处理温度应该低于该温度。一般来讲，在高温条件下长时间保温，共晶硼化物应该向自由能较小（即粒化）的形态转变，但是较高的热处理温度和较长的保温时间会带来奥氏体晶粒粗化和脱碳、脱硼等现象。因此对高硼铁基合金的热处理温度不应过高，时间也不应过长。因为硼在奥氏体的溶解度非常低，热处理温度较低时，又不能达到改善硼化物形态的目的。综合考虑将试样的热处理温度选择在1030℃，在该温度下，硼在奥氏体中的溶解度大约是0.01%左右[1]，是硼在910℃时溶解度的约4-5倍。
两种合金经过热处理后，基体大部分是板条状马氏体。未变质的高硼铁基合金硼化物出现部分断网情况，局部硼化物钝化，但是网状特征依然明显；采用稀土镁变质的高硼铁基合金硼化物网状特征基本消失，而且尖角钝化，呈现独立的块状分布。这也说明采用稀土镁变质加热处理可以打破硼化物的网状结构，使基体成为连续相，从而达到改善硼化物形态的目的。
3.3 高硼铁基合金性能
高硼铁基合金的宏观硬度是由基体硬度和硼化物硬度、数量来决定的，基体和硼化物硬度相当，硼化物数量相当，则宏观硬度相当。两种合金的基本成分相当，热处理工艺相同，则其铸态和热处理态的硬度相当（如表3所示）；但是经稀土镁变质加热处理后，硼化物形态发生根本的变化，反映在冲击韧度上其冲击韧度比未变质时提高了34.6%，也说明了改善硼化物形态是提高材料韧性的有效途径。
4 稀土镁的变质作用
通过稀土镁对高硼铁基合金的变质实验，可以看出，改善硼化物形态是提高材料韧性的有效途径。铸态硼化物形态的改善有利于热处理粒化硼化物，可以减少网状硼化物对基体的割裂，使基体连续性增加，提高材料的韧性。以上的实验可以看出，稀土镁对提高高硼铁基合金的冲击韧度有非常良好的效果。主要是因为稀土镁的加入改善了组织中共晶硼化物的形态，经过热处理后将硼化物网状结构打破并使其钝化，减少了对基体的割裂作用，从而提高材料的韧性。
稀土镁中的稀土和镁元素熔点都较低且原子半径大，在熔体凝固过程都是强成分过冷元素，在凝固过程中易富集在奥氏体周围的熔体中，造成较大的成分过冷，有利于奥氏体枝晶的细化，从而可以使共晶液相熔池变小，达到细化共晶硼化物的目的[8-9]。同时稀土镁的脱氧、脱硫的能力很强，可以减少熔体中氧化物和硫化物夹杂，也可以改善高硼铁基合金的韧性。
5 结论
（1）在设计成分范围内，未变质铸造高硼铁基合金铸态组织由珠光体、硼化物、少量铁素体组成，而经稀土镁变质后高硼铁基合金由珠光体和硼化物组成。硼化物在组织中呈网状结构分布，且局部形成团簇。经稀土镁变质后硼化物比未变质时分布均匀且缩颈、断网增多，团簇减少。
（2）铸造高硼铁基合金热处理后，未变质高硼铁基合金的硼化物网状特征明显，稀土镁变质后高硼铁基合金的硼化物网状特征基本消失，硼化物呈独立状态分布。
（3）采用稀土镁变质后，高硼铁基合金在硬度基本不变的条件下，冲击韧度提高了34.6%。
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