一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料制造技术

一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，采用铸渗和热处理工艺相结合的方法，将纯铬丝与白口铸铁进行复合，原位生成(Fe，Cr)7C3颗粒束增强铁基复合材料。颗粒束与基体之间冶金结合良好。且随保温时间的增加颗粒束的面积不断扩大。在1180℃下保温6、6.5h后，颗粒束内无初生粗大枝晶状奥氏体存在。颗粒束内为共晶高铬铸铁组织形态；保温7h后，颗粒束内为共晶高铬铸铁和典型亚共晶高铬铸铁两种组织形态，出现初生粗大枝晶状奥氏体；保温8、7h的组织形态相似，只是奥氏体由枝晶状向近等轴状演化。颗粒束的形成过程为，Cr原子向半固态基体内扩散、C原子聚集、Fe‑Cr‑C三元体系微区形成并发生反应。颗粒束内的组织形态与三元体系微区内Cr、C的含量密切相关。

【技术实现步骤摘要】
一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料
本专利技术涉及一种粉末冶金材料，尤其涉及一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料。
技术介绍
碳化物颗粒增强钢铁基复合材料因其特有的高比强度、高比模量、耐热和耐磨等优异的综合性能成为近年来新材料开发的热点。碳化铬(Cr7C3)由于具有较高的显微硬度(1300～1800HV)、良好的耐磨性、耐腐蚀性、高温稳定性和抗氧化性等良好的物理化学性能，且与铁的相容性较好，因而是铁基复合材料的理想增强体。碳化物颗粒增强钢铁基复合材料的制备方法较成熟的主要为原位反应生成法。原位反应生成颗粒法具有增强相颗粒细小。在基体中分布均匀、颗粒表面不受污染、与基体润湿性及结合力好等优点，使用铬合金丝、纯铬棒与灰铸铁为原材料，原位反应生成冶金结合良好的碳化物颗粒增强铁基复合材料。因此，采用原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，可以使铁基复合材料的力学性能得以提升。
技术实现思路
本专利技术的目的是为了改善铁基复合材料的性能，设计了一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料。本专利技术解决其技术问题所采用的技术方案是：原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的制备原料包括：白口铸铁和纯铬丝。原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的制备步骤为：利用Mo丝线切割机将白口铸铁切割成8.5mmx20mm小试样，并在横截面上切9个间距为2mm的lmmx20mm的孔，并从纯铬板上切割出9个尺寸为lmmx20mm的铬丝。将切好的铬棒分别插入8.5mmx20mm试样的9个孔中．制备出Cr/Fe预制体。将预制体用耐火纸包好放人石墨坩埚．将石墨坩埚放人GSL-1400X管式电阻炉中，在1200℃保温1h，然后降温至1180℃，分别保温6、6.5、7、8h。使之发生原位反应，整个过程中始终通入氩气进行保护，气体流量控制为5ml/min。原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的检测步骤为：复合材料中的组成相分析采用日本理学X射线衍射仪进行分析，其工作电压是50kV，电流为300mA，采用Cu—Ka辐射、扫描速度为4/min，0-20扫描的角步长为0.05。；使用VEGA3LMH扫描电镜观察复合材料组织形貌。本专利技术的有益效果是：使用铸渗和热处理原位反应可以制备出(Fe，Cr)7C3，颗粒束增强铁基复合材料，束与基体之间冶金结合良好。且随保温时间的增加束的面积不断扩大，在8h时束的圆形界面被打破，面积达到最大，为36.9mm2。在1180℃下保温6、6.5h后，颗粒束内无初生粗大枝晶状奥氏体存在。颗粒束内为共晶高铬铸铁组织形态；保温7h后，颗粒束内为共晶高铬铸铁和典型亚共晶高铬铸铁两种组织形态，出现初生粗大枝晶状奥氏体；保温8、7h的组织形态相似，只是奥氏体由枝晶状向近等轴状演化。颗粒束的形成过程为，Cr原子向半固态基体内扩散、C原子聚集、Fe-Cr-C三元体系微区形成并发生反应。颗粒束内的组织形态与三元体系微区内Cr、C的含量密切相关。具体实施方式实施案例1：原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的制备原料包括：白口铸铁和纯铬丝。原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的制备步骤为：利用Mo丝线切割机将白口铸铁切割成8.5mmx20mm小试样，并在横截面上切9个间距为2mm的lmmx20mm的孔，并从纯铬板上切割出9个尺寸为lmmx20mm的铬丝。将切好的铬棒分别插入8.5mmx20mm试样的9个孔中．制备出Cr/Fe预制体。将预制体用耐火纸包好放人石墨坩埚．将石墨坩埚放人GSL-1400X管式电阻炉中，在1200℃保温1h，然后降温至1180℃，分别保温6、6.5、7、8h。使之发生原位反应，整个过程中始终通入氩气进行保护，气体流量控制为5ml/min。原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的检测步骤为：复合材料中的组成相分析采用日本理学X射线衍射仪进行分析，其工作电压是50kV，电流为300mA，采用Cu—Ka辐射、扫描速度为4/min，0-20扫描的角步长为0.05。；使用VEGA3LMH扫描电镜观察复合材料组织形貌。实施案例2：经过分析测试，可以得出该复合材料中的物相组成主要为γ-Fe、(Fe，Cr)7C3，、α-Fe。随着保温时间的逐渐增加，复合材料的物相组成相对趋于稳定，很少改变，但是复合材料物相组成的生成量却发生明显的变化。其中，α-Fe、γ-Fe的生成量随时间的增加变化不大；而另一种物相(Fe，Cr)7C3的生成量却随时间的增加变化较大，它的变化趋势是随着时间的增加先增加后减小。实施案例3：当试样在1180℃保温时，可以发现(Fe，Cr)7C3颗粒束（复合区域）的含量随保温时间的增加逐渐增大，当保温时间在8h时，束的圆形界面被打破，含量达到最大，约为36.9mm2。这一含量是复合材料中铬丝含量的5倍多。当Cr丝完全反应后，束内不再含有初生的粗大的树枝状奥氏体。取而代之的是颗粒束内开始出现初生枝晶奥氏体。随着保温时间的增加，奥氏体的形态由晶枝状向近等轴状演化，也就是说，奥氏体尺寸是随着保温时间的逐渐增加而增加的。实施案例4：复合材料中的特征组织形貌是颗粒束为共晶高铬铸铁组织的形貌，共晶碳化物呈颗粒状和菊花状共晶团两种组织形态，且均匀分布于共晶奥氏体中。还有一种特征组织形貌是颗粒束内为亚共晶高铬铸铁组织的形貌。复合材料在反应区内出现初生的枝晶状的奥氏体，并且随着保温时间的增加还会出现了近等轴状的奥氏体。复合材料中的共晶碳化物多以颗粒状、菊花状的共晶团和沿奥氏体晶界分布的晶间碳化物组织形态出现。结合前面的分析结果，可以判断复合材料中生成的碳化物全部为(Fe，Cr)7C3。实施案例5：由Fe-C相图知，在1180℃下，白口铸铁为半固态，由铁液和奥氏体组成。此时，Fe3C已经发生分解，C以固溶于奥氏体中和游离态存在于铁液中两种形式存在。与此同时。该温度虽然没有达到金属丝的熔点，但是会促使金属在铁中的溶解速度加快，导致金属丝表面的原子从表面脱附。进入熔体，这样就与基体中扩散过来的碳原子一起，在金属丝周围很快形成Fe-Cr-C三元体系微区。在上述反应过程中，最终生成的碳化物为M7C3，这与上面的XRD结果相一致。由于基体处于半固态，且在该温度下固相、液相为动态平衡，反应进行时，γ-Fe的消耗会打破原有的平衡状态，为保持平衡状态，当M7C3生成的同时，也有一定量液态铁转变为γ-Fe，使得M7C3与新生成的γ-Fe依附共存，表现为共晶高铬铸铁组织。因此，当保温6、6.5h时，复合区域内的组织形貌为共晶高铬铸铁形貌。碳化物为颗粒状和菊花状。随着反应的不断进行．Cr元素的扩散区域增大．基体中的C原子向反应区扩散距离变大，局部区域的C、Cr原子浓度降低，反应无法正常进行．更多Fe-Cr-C三元体系微区形成亚共晶高铬铸铁成分。因此，保温7、8h时，束内同时存在共晶高铬铸铁组织与典型的亚共晶高铬铸铁组织。保温8h时，复合区域内的成分更加趋向于亚共晶高铬铸铁成分，反应过程中初生奥氏体增多，存在于奥氏体前沿的共晶碳化物也随之增多。由于共晶碳化物释放结晶潜热，限制了枝晶奥氏体的长大，使组织中奥氏体由枝晶状向近等轴状转变。本文档来自技高网...

【技术保护点】
一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，制备原料包括：白口铸铁和纯铬丝。

【技术特征摘要】
1.一种原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，制备原料包括：白口铸铁和纯铬丝。2.根据权利要求1所述的原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，其特征是原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的制备步骤为：利用Mo丝线切割机将白口铸铁切割成8.5mmx20mm小试样，并在横截面上切9个间距为2mm的lmmx20mm的孔，并从纯铬板上切割出9个尺寸为lmmx20mm的铬丝；将切好的铬棒分别插入8.5mmx20mm试样的9个孔中．制备出Cr/Fe预制体；将预制体用耐火纸包好放人石墨坩埚．将石墨坩埚放人GSL-1400X管式电阻炉中，在1200℃保温1h，然后降温至1180℃，分别保温6、6.5、7、8h；使之发生原位反应，整个过程中始终通入氩气进行保护，气体流量控制为5ml/min。3.根据权利要求1所述的原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料，其特征是原位生成M7C3颗粒束增强铁基复合材料的检测步骤为：复合材料中的组成相分析采用日本理学X射线衍射仪进行...

【专利技术属性】
技术研发人员：刘芳，
申请(专利权)人：刘芳，
类型：发明
国别省市：辽宁,21