双金属液-固复合工艺对界面层影响的研究

王 迪，荣守范，张圳炫，刘 力，李丹丹，王俊发

（佳木斯大学材料科学与工程学院，黑龙江佳木斯 154007）

近年来，双金属耐磨材料已成为专家学者研究的热点，其中铸造铁基复合材料备受关注和重视[1-2]。目前，在铸钢表面获得耐磨铸铁层的方法较多，主要分为传统铸造和表面改性两类。就实验室现有手段，可采用双金属复合、堆焊、铸渗三种方法[3]，考虑到成本与工艺操作，最终采用双金属液-固复合铸造，将高铬铸铁预制成型，固定在型腔特定部位，然后浇注液态铸钢，利用钢液的高温使高铬铸铁表层重熔，从而实现两者的冶金连接[4]。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

选用高铬铸铁作耐磨层，化学成分见表1.

表1 高铬铸铁化学成分（质量分数，%）

考虑到复合铸件冷却因两种金属收缩系数不同而形成的铸造应力，两种材料的自由线收缩率应该相差不大。高铬铸铁的自由线收缩率为1.7%～2.2%[5].基于此确定铸钢的化学成分如表2所示。

表2 铸钢化学成分（质量分数，%）

1.2 铸铁层熔化所需热量计算

为了使铸钢与铸铁层结合良好，必须让铸铁层吸收充足的热量。这就必须保证铸铁层吸收的热量能够从初始温度升到固相线，并吸收足够使表面熔化的熔化潜热[6]。铸铁层所需的这些热量是从高温的钢水中得到的。因此，为方便计算高铬铸铁熔化所需热量，忽略浇钢水时砂型的导热，理论计算如下。

铸铁层从初始温度升到固相线温度：

式中：ρ1—铸铁密度，kg/m3；

ρ2—铸钢液密度，kg/m3；

V1—铸铁层体积，m3；

V2—铸件体积，m3；

V3—溢流体积，m3；

δ—延复合面传递热量距离，m；

C1—铸铁比热，J/（kg·℃）；

C2—铸钢液比热，J/（kg·℃）；

T熔—铸铁熔点，℃；

T0—铸铁层初始温度，℃；

T浇—铸钢液浇注温度，℃；

T—进入溢流铸钢液的温度，℃；

L1—铸铁凝固潜热，J/kg；

H—铸铁的过热量，其值为C1×（T浇-T熔）；

根据热平衡原理，计算后得到两者的厚度比约为7.76：1.通过理论计算，确定铸件尺寸如图1所示，其中高铬铸铁块厚3.5 mm，钢液浇注厚度分别为28 mm和35 mm.

图1 铸件尺寸示意图

1.3 砂型制备及工艺

砂型为水玻璃砂+黏土砂，通入CO2气体后铸型硬化。将预制好的3.5 mm铸铁层抛光去除表面氧化皮后嵌置型腔中，将铸型在200℃温度下进行烘烤15 min，目的是烘干铸型并对铸铁层进行预热，以避免气孔产生。浇注位置为水平和竖直，示意图如图2所示。高温钢液在15 kg中频感应炉中熔炼，熔炼时要充分脱氧。待钢水温度升高到1 600℃左右出炉，浇入的铸型中。

图2 铸造工艺示意图

1.4 试验方法

试样制备完成，用砂轮切片机从试样上切割含有两种金属的部分，再用DZK线切割机加工成小样品。利用OLYMPUS-GX71型光学电子显微镜对样品的熔合界面进行金相组织观察，并通过HXS1000ZK显微硬度仪和XRD射线衍射仪对熔合区进行硬度测试测和衍射图谱分析。

2 实验结果及分析

2.1 铸造工艺因素对复合层质量的影响

检测时，发现浇注位置与两金属厚度比对复合层影响较大。当浇注位置为竖直时，由于高温钢液在浇注过程中对浇注端底部的铸铁层不断冲刷，导致底部区域被熔透，使复合效果变差如图3a）所示。调整浇注温度与浇注速度，虽然铸铁层未被熔透，但用肉眼仍可观察到铸铁层熔合不均匀现象，两种浇注厚度的试样复合效果仍不理想。铸件浇注位置改为水平时浇注钢液厚度为35 mm的试样复合效果好，复合厚度均匀，无明显缺陷如图3b）所示。除上述因素，浇注温度也是复合成功的关键，当浇注温度在1 500℃时，浇注厚度为28 mm的试样均有部分未复合。1 600℃浇注时，所有试样均有部分被熔透。浇注温度在1 550℃时浇注效果最好。

2.2 金相组织特点

图4、图5是浇注温度1 550℃，铸件浇注位置水平与竖直时，浇注钢水厚度为28 mm和35 mm的复合界面微观组织。

从图4和图5熔合区的组织可以看出，虽然两金属复合界面层熔合良好，但不同工艺会产生不同的结合状态：从界面层结合的宽度来看，图4a）与图5a）浇注厚度28 mm的试样结合区明显略窄，图4b）的结合区最宽；从组织的粗细来看，图4a）与图5a）的高铬铸铁侧组织相比图4b）与图5b）的细小。由于钢液的浇注厚度从28 mm变为35 mm，传递给高铬铸铁的热量相对增加，重熔的高铬铸铁与钢液的冷却速度相比变慢，才使得不同工艺下金相的界面层结合层宽度和组织粗细出现了差别。

图3 复合层熔合情况

图4 水平浇注位置试样的光学显微组织

图5 竖直浇注位置试样的光学显微组织

图6 为试样的XRD分析图谱。可以看出，结合区组织主要有铁素体、渗碳体、奥氏体和马氏体，此外还有少量的（Fe，Cr）7C3型碳化物。

高温钢水进型腔后与高铬铸铁表层接触，高铬铸铁很快吸热升温，表面温度达到固相线温度后随着继续吸热表面开始熔化。靠近高铬铸铁的钢水因热量传递，促使钢水温度下降。随着温度降低到固相线，两者开始凝固，沿温度降低方向就会出现晶粒的长大。从图4、图5中可以看出两种金属从开始凝固就带着方向性。由于高铬铸铁块的激冷作用使结合区冷却较快，凝固相的速度要大于合金元素的扩散速度，合金元素在迁移不远的情况下就到了固相线，此时恰好奥氏体过冷到低于马氏体转变的温区，在铸钢一侧形成了马氏体层。在含有合金成分的钢水浇注过程中，正是由于冷却速度的变化，才会导致出现马氏体相。随着温度下降速度减慢，合金元素的迁移较为充分，铸钢侧组织就生成了珠光体+铁素体，高铬铸铁侧生成铬奥氏体＋加少量M7C3碳化物，随着冷却速度的减慢，碳化物由最开始的M7C3型颗粒状碳逐渐过渡到条状碳化物如图5b）所示。当冷却速度过慢时就会使晶粒聚集长大，出现组织粗大的情况如4b）所示。

在试样制备过程中，两种金属的冷却速度由复合面向外逐渐减慢，由于存在着温度梯度，导致两种不同工艺的复合界面组织发生微观变化，复合界面产生元素的相互扩散，界面层形成新相，界面结合机理为扩散结合[7-8]。

图6 X射线衍射分析图谱

2.3 力学性能测试

以复合界面为跨距的中心，分别对距界面20μm、40 μm、60 μm及更远处的部位进行了显微硬度测试，显微硬度测试结果如图7所示。

显微硬度变化情况：图7左侧为高铬铸铁，右侧为铸钢，中间是界面结合区。高铬铸铁的（HV）显微硬度为1 150左右，铸钢（HV）硬度值 为400左右，界面结合区的（HV）硬度 为650左右。高铬铸铁的显微硬度是铸钢的三倍，界面结合区的显微硬度从高铬铸铁到铸钢的变化还是比较平稳的。复合层建立了一个将两种金属连接在一起的稳定过渡区，硬度的梯度变化有利于改善使用过程中受力状态，避免结合部位发生断裂[9]。

图7 显微硬度测试（×500）

3 结论

1）铸件浇注位置由竖直改为水平，能有效防止部分铸铁层被高温钢水熔透，浇注钢液厚度35 mm时，复合效果最好，复合界面全部达到冶金结合；

2）不同的工艺导致铸件冷却速度不同，基体组织也有很大差别。铸钢侧组织为珠光体+铁素体，高铬铸铁组织为铬奥氏体＋加少量M7C3碳化物；

3）高铬铸铁→结合区→铸钢的显微硬度值呈平稳过渡。硬度的梯度变化有利于改善使用过程中受力状态，避免结合部位发生断裂。