普通砂型铸造钢基表层复合材料的研制

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摘 要:采用普通砂型铸造工艺，制备出高铬铸铁增强ZG45钢基表层复合材料，通过对结合界面的显微组织分析以及硬度测定，发现复合层与钢基体之间为冶金结合，组织中无气孔和夹渣等缺陷。运用动力学理论，分析了该复合材料界面形成的机理。

关键词:砂型铸造  钢基表层复合材料  动力学  界面分析

在复合材料的制备与研究中，界面控制与制备工艺问题一直是复合材料制备领域研究的重大技术问题。PPMMC_S材料的界面主要有三种类型：I类是平整界面，增强体与基体互不反应，亦互不溶解，界面两侧靠机械铆合及范德瓦尔斯键的物理结合，这是一种很弱的界面结合方式，如.Cu—A1₂Q₃纤维。II类界面为犬牙交错的溶解扩散界面，增强体与基体不反应但相互溶解。III类界面则有界面反应物，属化学反应结合，如硼纤维增强Ti能生成TiB₂化合物层。经过对复合材料界面处进行剪切试验发现，II类和 III类界面的基体与增强体在界面处有较强的结合力，有利于提高材料的耐磨性能。因此，工程上需要第 II 类或第III类界面，但由于钢的熔点高、凝固快、流动性差等特点，形成钢基复合材料的难度较大。本文采用一种新型添加剂，制得了高铬铸铁增强ZG45基表面复合材料，并运用动力学知识，分析了复合材料结合界面组织的形成机理。

1铸渗材料及工艺

1.1铸渗材料：基体为 ZG45  ( ώ_c:0.42~0.52, ώ_Mu:0.05~0.80, ώ_Si:0.20~0.45, ώ_P<0.02_, ώ_S<0.02 )合金化材料为100~154um的高碳铬铁粉末(8.5%C+64.2%Cr+25.3Fe+1.5%Si+0.5%其他)。

1.2一定质量的高碳铬铁粉末与一定比例（8%~10.5%）的添加剂混合成膏状，铸型内铺敷，膏块厚度为4mm。

1.3铸型条件：普通水玻璃石英砂干型、无负压；试样尺寸：80mm 50mm 60mm；浇注温度：1600⁰C~1650⁰C.

高温钢液浇入铸型后，合金颗粒被浸润、熔化、凝固结晶，形成表面复合层。将铸造表面复合材料样品，加热至950⁰C保温2h空冷。线切割取得表面复合材料试样，用金相显微镜、光学显微镜和扫描电镜对表层结合界面进行组织分析，并运用动力学理论，分析界面形成的机理。

2表面复合材料界面组织分析

铸件表面复合层表面平整，内在品质良好，合金粉末熔化充分，并有一定程度的扩散，形成了致密的合金化组织。图1是复合层与钢基体结合界面的光学显微镜照片。可以看出，从复合层表面向钢基体，铸件的金相组织是逐渐过渡的，即分为复合层———过渡层———基体几种不同的区域。

钢基体与复合层之间的过渡层有两条带，通过显微硬度的测试和界面处元素浓度的能谱分析，发现靠近复合层的黑色条带为珠光体带(Hv403)，在此带中没有共晶碳化物组织出现，起到过渡作用；靠近基体的白色条带为铁素体带（Hv282），经过950⁰C 2h正火处理后，此带消失。

参考Fe-Cr-C三元相图中含Cr18%截面图析，作者认为界面上之所以出现铁素体带和索氏体带，是因为当铬铁粉膏块表面与高温钢水接触后迅速熔化，由于铬与碳的亲和力大，铬夺走了钢水中的碳原子，使得接触面上钢水发生严重贫碳，凝固时先结晶出高温铁素体，部分铁素体与钢液发生包晶反应得到奥氏体。由于界面上凝固得很快，使得未来得及发生包晶反应的铁素体保留到室温，形成铁素体带。同时，铬属于扩大奥氏体区域的元素，生成的奥氏体溶入一定量的合金元素，室温下转变为索氏体带。界面上的这一铁素体带有利于减少凝固过程中由于热应力和相变应力以及机械应力带来的剥落和裂纹倾向。

图2为铸态及正火态下的表层复合材料的表面层、过渡结合区至基体的洛氏硬度变化曲线。硬度曲线表明合金化表面层至基体硬度是连续变化的，并呈下降趋势。表面层（距表面1.5mm内）硬度最高，原因在于靠近型壁的合金颗粒几乎是原位熔化与钢液混合，因而在表层及次表层形成由大量合金碳化物M₇C₃组成的复合层区域。从表面复合至过渡区结合界面，硬度下降十分缓慢，在过渡区结合界面处硬度急剧降低，原因在于，在近界面处合金元素含量高，而在界面处合金元素迅速下降，见图3。

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