英语原文共 10 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

高铬白口铸铁Ti合金上的热处理

哈立德·m·易卜拉欣和Mervat.m.易卜拉欣

中央冶金研究所研发（CMRDI），邮政信箱87，送往，埃及开罗

2014年2月3日收到，2014年4月4日修订完成，2014年4月7日被接受，2014年4月29日发表

学术编辑：E.Mittemeijer

版权copy;2014哈立德·m·易卜拉欣和Mervat m·易卜拉欣。在知识共享归属许可的条件下是一个开放的可以利用的文章,它允许在任何媒介下无限制的使用、分配和复制, 最初的目的是提供正确的引用。

文摘

热处理对高铬白口铸铁Ti合金的显微组织和力学性能的影响的调查。奥氏体化温度为980°C和1150°C,在1小时之后进行260°C回火2小时，执行这些操作对耐磨性和冲击韧性的影响的组合报道显示。铁在1150°C的显微组织显示有二次碳化物沉淀(M6C23)的共晶奥氏体基体和共晶碳化物(M7C3)。在980°C,球状结构由马氏体基体,少量的二次碳化物和共晶碳化物组成。钛的碳化物(TiC)与立方形的粒子形态均匀分布在两个基体中。在980°C铁的显微结构相比1150°C铁的显微结构有更高的抗拉强度,而后者表现出较高的冲击韧性。对于这两种情况下,实验表明最优抗拉强度是1.31%的钛铁的合金,而最大冲击韧性的铁的显微结构却没有得到。在980°C得到的样本相比铁在1150°C得到的样本具有更高的耐磨性。对于两种热处理,含Ti量1.3%获得了最佳耐磨性。

1. 介绍

高铬铸铁耐磨材料的一个主要要求是要有一个在各种应用程序稳定积极的环境。这些应用程序包括泥浆泵、砖模、几块钻探设备、岩石加工设备,和类似的设备(1,2]。相对于其它耐磨材料(3] 其市场竞争地位是生产成本低,其属性在高温下的稳定性。在铸态条件下,高铬钼白口铸铁的显微组织本质上是由树突状的奥氏体基体、共晶奥氏体的混合物和(Fe、Cr)7 C3碳化物(4,5]。对于许多应用程序,热处理前增加铸件耐磨性和冲击韧性。淬火和回火是常用的。在冷却到室温(6,7]并减少碳和铬奥氏体导致奥氏体的内部组织转变成马氏体。共晶碳化物通常被认为是未受热处理影响(8,9].

如图1,达到一个最佳的奥氏体化温度,每个成分的最大硬度是有差异的。奥氏体化温度确定的碳量仍在要求减少奥氏体基体。奥氏体化温度高了增加奥氏体的稳定性,进而获得更高的残留奥氏体结构,从而降低硬度。奥氏体化温度低导致低廉马氏体,这反过来又降低了硬度和耐磨性。因此,成功的热处理生成的二次奥氏体中碳化物沉淀的基体是不稳定的。还建议在把它们恢复一些韧性马氏体基体之前来缓和铸件,进一步缓解残余应力10].

图1: 典型的高铬耐磨铸铁残留奥氏体的比例和硬度之间的关系

另一个可能用来改善白口铸铁的耐磨性和韧性的方法是添加碳化物形成元素如钒、钨、铌、钛(11]。在这项研究中添加钛,钛是一种强大的形成元素。因为有较高的形成温度高,因此在第一阶段就开始凝固沉淀。因此,本文旨在研究在加Ti和热处理条件对微观结构以及耐磨性和冲击韧性的影响。

1. 实验工作

含高Cr-Mo化学成分的白口铸铁已经在桌子上。硫和磷含量低于0.05%。合金是在中频感应炉熔化。添加钛Fe-Ti(Ti)20%给Ti合金以满足0.471,0.93,1.31,和1.31 wt. %。液态金属倒在1520°C的化学砂模中。

表1:研究了合金的化学成分。

使用了两种不同的热处理周期;第一个周期是在980°C的奥氏体化一个小时和在260°C回火 2小时。第二个周期是在1150°C的奥氏体化一小时和在260°C回火 2小时。调查1mu;m钻石抛光和一个刚做好的化学蚀刻地溶液样品的金相,包含1 g的苦味酸和5立方厘米100立方厘米的盐酸甲醇。样本蚀刻比预计稍长一些时间并用光学显微镜观察。组织调查是由光学扫描电子显微镜来完成。测量的样品被水冷式切割切割为15毫米times;15毫米times;2 .5毫米并进行XRD调查。各自的15平方毫米的面被抛光成1mu;m，用钻石抛光来去除相关的任何机械变形层的表面。使用铜进行了x射线晶体学和x射线源。硬度测量维氏硬度的规模为30公斤负荷和维氏压痕器典型的规模。拉伸试验和夏比冲击试验根据美国标准ASTM E8和ASTM E23,分别用pin-on-ring类型磨损试验机进行磨损试验。测试是针对70 -网格SiC磨盘在65 rpm的不同应用下恒速加载30,60,110、140和180N 30分钟。样本加权之前和之后使用0.1毫克的磨损试验精度数字等级来决定减重。减重为两个样品各自情况的平均。

1. 所示结果与讨论

3.1微观结构

在先共晶奥氏体树突成立后,在没有增加Ti的铸态高铬白口铸铁的显微组织由M7C3碳化物、凝固共晶相(M7C3的混合物和奥氏体)组成 (图2)。在早期的研究中,易卜拉欣和Nofal12]简明地讨论了这些合金在不同Ti含量增加至1.78%的铸造状态的显微微观结构。图3显示的SEM有利于研究合金中存在的特性。在图3(a)显示了共晶碳化物(M7C3)基体和TiC颗粒在基体或在共晶碳化物中扩散。钛的碳化物也可以在接近叠加共晶碳化物M7C3附近被发现(图3(b)).

图2:没有增加Ti铸造状态的典型微观结构。

图3:研究了高铬铸铁碳化物分布特征。

增加Ti的含量的影响（Ti1.31%）和研究铁奥氏体化温度的微观结构数据所示4(a)和4(b)。见图4(a),样品在980°C获得微观结构由嵌入马氏体基体的M7C3碳化物,TiC碳化物,少量的残留奥氏体和少量的二次碳化物组成。样品在1150°C的奥氏体显微结构由嵌入在一个奥氏体基体的网状共晶碳化物((铬、铁)7 c3,M7C3),二次碳化物,TiC颗粒(图4(b))组成。这些TiC颗粒在雕琢平面上的立方体的形态学的平均直径约为3 - 4mu;m。TiC颗粒体的体积分数随合金中含Ti量的增加而增加。TiC颗粒均匀分散在整个基体。

图4: (a)在980°C处理和(b)在1150°C处理的含有1.31% Ti的合金的显微结构成分.

在980°C处理1小时的样品的显微结构显示有少量的二次碳化物的沉淀和显微照片中出现黑色的球状马氏体(图5)。这些优良的二次碳化物大小均匀并且在基体中分布均匀。他们是原本的奥氏体颗粒,热处理后网状共晶碳化物基本是不变的。从奥氏体中析出的二次碳化物导致铬含量和满足奥氏体的C含量的减少。损耗的C和奥氏体相中的Cr都使从马氏体转变开始温度变为更高层次的温度。因此,马氏体开始温度会高于室温。因此在随后的冷却到环境温度，奥氏体转变为马氏体。尽管在热处理之后大量的奥氏体转变成马氏体,铁仍然包含一些少量的残留奥氏体。

图5:经过热处理的马氏体组织样品

调查热处理后合金的x射线衍射资料与显示在图6(a)-6(c)的铸造状态相比。与奥氏体相相关联的高峰阶段,马氏体相的表示为M。例如,比较热处理结果和铸造状态的样品,明显看到,马氏体的数量明显增加而残留奥氏体的量是随着热处理显著降低。在铸态条件下,二次碳化物不能观察到,因为共晶碳化物M7C3在铸造状态下是最容易形成的,同时,处理后,二次碳化物更明显(M23C6)。这个发现与在研究中获得的微观结构特征是相符合的,（2和5）是这一研究获得的数据,还与其他研究,由Carpenter et al.和Vidyorthi et al. [14].。根据一些晶体衍射仪的数据提出了表2。此表显示了从布拉格角?的组成相中获得的sin2?。此表也定义了d-spacing的阶段指标。晶格参数a和共晶碳化铬(铁、铬)7C3的参数c都可以从表二给出的数据中计算出。这是因为这种类型的硬质合金(铁、铬)7C3有一个六角晶格结构,因此它们指出使用Miller-Bravais坐标系。a和c的值分别为1.394和0.452海里。此外,构成晶格参数a的主要和共晶奥氏体也要被计算。主要是a和共晶奥氏体分别被计算为0.361和0.359 nm。

表2:被研究合金的x射线衍射结果

图6:被研究合金的x射线衍射。(a)马氏体结构与铸造结构。(b)奥氏体结构与铸造结构。(c)奥氏体结构与马氏体结构。

980°C铁的显微组织(图7)显示了嵌入了马氏体基体,碳化物TiC,少量的残留奥氏体和少量的二次碳化物的共晶M7C3碳化物。另一方面,数字8显示在1150°C热处理1小时的样品的显微图。它显示了嵌入在一个奥氏体基体的网状共晶碳化物((铬、铁)7 c3,M7C3)。一个非常精细的二次碳化物的沉淀已经形成和相比其他样品在980°C形成了局部的奥氏体颗粒。此外,显微图显示TiC立方形的粒子通过添加钛从0.47%至1.78%。高体积分数和更大面积的TiC可以通过向铁中添加1.78%钛来获得。增加的钛除了导致降低M7C3碳化物的体积分数也向TiC中迁移的一部分碳,这表明钛碳化物首先巩固然后可能充当先共晶奥氏体树突的核,从而改进结构。类似的相关研究即添加硼对白口铸铁的显微组织的影响发现,硼也可以改进组织(15-18].

图7:增加Ti含量对钛(a)0%、钛(b)0.47%,Ti(c)0.93%,Ti(d)1.31%,Ti(e)1.78%。的热处理铁的马氏体微观结构的影响

图7:增加Ti含量对钛(a)0%、钛(b)0.47%,Ti(c)0.93%,Ti(d)1.31%,Ti(e)1.78%。的热处理铁的奥氏体微观结构的影响

3.2机械性能

图9显示了增加Ti含量和奥氏体化温度对白口铁硬度的影响。看来,在980°C奥氏体化的样本比在1150°C奥氏体化的样本有较高的硬度值。在980°C条件下形成的马氏体结构与在1150°C条件下形成的包含二次碳化物的奥氏体基体相比是一个很难得的相，这被认为是一个符合逻辑的现象。Farah et al在他的研究中提到了对于含Nb的高铬白口铸铁合金，对它的马氏体结构进行热处理的相比对奥氏体进行热处理获得的硬度更高，这是由于改善奥氏体相中碳的扩散进而转变为高碳马氏体。这种高碳马氏体结构将比奥氏体更加坚硬。在这项研究中,两种热处理样品(马氏体和奥氏体结构)显示相同的趋势即硬度随着Ti含量增加至1.78%而增加。在980°C,硬度的增加是巨大的,从没有增加Ti含量的基合金至含钛量为1.78%的合金，它的硬度从650 HV30增加至776 HV30。另一方面,在1150°C,样本显示样品在980°C有相同的趋势,但有较低的硬度值。在1150°C,没有额外Ti的基础铁获得一个硬度值510 HV30并且含Ti量1.78%的铁硬度上升到650 HV30。

图9:奥氏体化温度和增加Ti对被研究合金硬度的影响。

如图10热处理样品在980°C的抗拉强度和1150°C也获得同样的趋势,抗拉强度随额外Ti含量的增加而增加直到Ti含量达到1.31%的最大值然后随着进一步提高额外Ti含量而减少(1.78%)。这样增加的抗拉强度可以归因于热处理强化效果的马氏体和由同质的分布的TiC基体和奥氏体基体。然而,随着进一步增加额外Ti(1.78%)的含量抗拉强度会降低，这是由于TiC颗粒在两个基体的聚类效果。此外,马氏体基体相比二次碳化物强化的奥氏体基体有更高的抗拉强度。这当然是与基体的性质有关,马氏体基体被认为是强度高于奥氏体。

图10:奥氏体化温度和增加Ti含量对合金的抗拉强度的影响。

热处理无切口样品的冲击韧性实验结果如图11。很明显, 增加Ti含量对两者的奥氏体化温度都有同样的影响,在样品没有增加Ti时显示最高的冲击值,然后开始逐渐减少与增加Ti含量大约从0.93%到1.78%不等。通常金属材料抗拉强度的增加与冲击韧性下降相联系,但显然在这个研究的含钛在0.93%到1.78%的范围的白口铸铁合金显示在抗拉强度增加时而冲击韧性没有下降。建议通过增加Ti来细化结构进而加强了二次碳化物基体，导致冲击韧性没有损失。这在含Ti1.78%的铁合金更加明显，具有二次碳化物基体的强化可以补偿韧性恶化，这是由于在一些地方形成TiC的基体。因此,在这项研究中通过应用在980°C或1150°C奥氏体化非常有利于保持较高的冲击韧性特别是有较高的含Ti量（Tigt;0.93%)。Bedolla-Jacuinde et al。11]做了一个类似的工作，研究增加Ti含量(Ti范围在0 - 2.02%）对铸态条件下16%铬白口铸铁的耐磨性和断裂韧性影响,他们发现由于微结构Ti的细化效果，断裂韧性保持几乎不变的范围。

图11:奥氏体化温度和增加Ti含量对被研究合金冲击韧性的影响。

高铬白口铸铁是专门耐磨的材料。主要碳化物结构为其提供一个满足破碎和研磨其他材料而没有退化所需要的高强度。因此,高铬白口铸铁被认为是作为一个高耐磨材料的合适的选择。此外,它可以很容易地变成净形状以满足破碎和研磨或处理研磨材料的要求。

在这个调查,应用负载,奥氏体化温度,和增加的Ti含量对高铬白口铸铁的磨损研究的影响,如图12(a)和12(b)。在奥氏体化温度(980°C和1150°C)所有样本显示了相同的趋势,即磨损率随着负载的增加而增加。这是由于通过增加应用负载磨损表面来增加应用剪切应力。额外Ti含量对被调查样本在980°C和1150°C奥氏体化磨损行为的影响也显示同样的趋势,这两种结构的磨损率随额外Ti含量的增加而降低。这可能归因于结构细化的效果,这是与共晶结构、混合铬碳化物和通过添加高达1.31%钛的碳化物粒子有关。这在Chung et al.（20)的报告中也是普遍同意的,他们研究了Ti含量增加至6%对25%的cr - 4% C白口铸铁的耐磨性的影响。他们发现,磨损率随含Ti量的增加而降低，这是由于通过额外的Ti精炼了它的微观结构。此外,铬碳化物被Ti碳化物

剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[150763]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word