一种抗锌液空化冲蚀的铸造Fe-B合金及其制备方法与流程

本发明属于液态金属腐蚀
技术领域：
，具体涉及一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金及其制备方法。
背景技术：
：世界上防腐蚀钢铁制品大多都要进行热镀锌。热镀锌被广泛应用于生产钢板、钢带、钢丝、钢管、钢网及五金零件。经热镀锌的工件，其寿命可以提高11～28倍。但是，在热镀锌生产线中，锌液对锌锅中各部件(如轴承、沉没辊、导向辊、支撑辊)都具有强烈的腐蚀性。从而造成停产维修，导致十分严重的损失。国内外学者进行了各种尝试，如在高铬镍耐热钢、316l不锈钢基材表面制备耐蚀涂层，或者采用钴基高温合金、陶瓷材料替代传统铁基合金。但是涂层材料在流动锌液冲刷作用下易剥落、高温合金及陶瓷材料的高昂价格及其固有脆性，均导致这些尝试收效不大。上述研究都忽略了，在热镀锌实际生产线上，沉没辊等关键设备表面往往处于流动锌液的高温和高速的冲刷腐蚀状态，其表面存在常的空化冲蚀损伤，严重影响生产线的设备质量。当液态金属处于高速流动状态时，液态金属的流动能够加速腐蚀破坏。流动和腐蚀的相互作用的不同机理导致四种不同类型的流动加速腐蚀：传质控制腐蚀，相传输控制腐蚀，冲蚀磨损和气泡腐蚀。当流动的金属液处于很高的流动速度，并且其中存在气泡，这些气泡或者高流速态的紊流(或者锌液回流、扰流及液流空穴等)在固态金属表面形成低压区的破裂就发生了气泡腐蚀。锌液冲蚀和气泡破裂的交互作用形成了对固态金属表面的显微喷射和坑蚀，金属/多相流体的复杂界面交互作用产生了很高的局部压力并对金属表面具有很强的破坏作用。这种情况能够对固态金属产生瞬间高压冲蚀，从而导致固态金属的局部腐蚀失效和环境诱发显微裂纹。技术实现要素：本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术中的不足，提供一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金及其制备方法，通过改变定向凝固工艺和合金组成相多尺度调控，改变fe-b合金双相结构的组织形态和晶粒取向，借助高温高速锌液环境中产物形成过程及抗蚀相特定结晶面(即fe2b[002]面对fezn13产物相触媒外延生长)的触媒形核生长作用，进而诱导腐蚀产物的形态，形成硼化物特定取向与腐蚀产物定向交替、层叠排列，相互嵌合植入的冲蚀界面钉扎结构状态，在钉扎结构的牢固楔入和铆合作用下，腐蚀产物层难以脱落，增强抵抗流动锌液空化冲蚀作用的同时，产物层更为致密，更抗蚀。本发明采用以下技术方案：一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金，按重量百分数计，包括c：0.1.％～0.2％，b：3.45％～3.55％，cr：0.75％～0.85％，si：0.55％～0.65％，其余为fe和不可避免的微量杂质，合金组织呈均匀分布的α和fe2b双相层状柱晶结构。本发明的另一个技术方案是，一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金的制备方法，采用定向凝固工艺制备定向凝固的铁硼合金，对定向凝固的铁硼合金进行锌液空化冲蚀，诱导腐蚀产物的形态，形成定向硼化物与腐蚀产物交替排列，呈两相相互嵌入的钉扎状腐蚀界面。具体的，定向凝固工艺中，铸造块体fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与锌液空化冲蚀界面的攻击角度为90°。具体的，定向凝固的fe-b合金的硼化物间距为5.5～6.5μm，单个硼化物柱晶长度为780～850μm。进一步的，单个柱晶fe2b层的厚度为3.5μm，平均间距为6.0μm，合金定向区为65mm。具体的，定向凝固铸造块体fe-b合金水冷铜模制备的冷却速度为9.56～9.77℃/s，过冷度为100～105℃。与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：进一步的，请根据权利要求补充说明设置的目的或好处。本发明一种抗锌液空化冲蚀fe-b合金，与应用范围广泛的316l不锈钢相比较，316l不锈钢含有较高的cr、ni、mo、ti元素，成本高昂，而本发明定向凝固fe-b合金只含有0.75％～0.85％的cr，且合金组织呈均匀分布的双相层状柱晶结构，两相服役时层状结构协同支撑与保护，成本更低的同时还具有更好抗高流速锌液腐蚀性能。与普通铸态fe-b合金相比较，本发明抗锌液腐蚀的能力为普通铸态fe-b合金的3～5倍。一种抗锌液空化冲蚀铸造定向fe-b合金的制备方法，经过空化冲蚀后的定向凝固fe-b合金，其腐蚀界面为fe-zn化合物与硼化物相互嵌合，交替排列，呈钉扎状的互锁界面。定向柱晶fe2b骨架对铁锌化合物起到最佳的夹持固定作用，而定向堆积排列的铁锌化合物又会延缓高速锌液对处于铁锌化合物包围之中的fe2b骨架的腐蚀。同时，在一定时间段内柱晶fe2b骨架之间连续的铁素体基体会保证铁锌化合物在扩散方向上能够连续不断的生长，将锌液与合金隔离开，使合金被腐蚀后进一步的产生自抗腐蚀能力(或极少损伤区的自修复生长)，使腐蚀层承受锌液的机械冲刷与空化冲蚀，提高抗空化冲蚀性能。进一步的，定向凝固的fe-b合金的硼化物fe2b生长取向为[002]方向，与流动锌液空化冲蚀界面的攻击角度为90°，合金腐蚀之后柱状的fe2b骨架一端仍然“根植”于合金内部，另一端深入腐蚀层，表现出独特的“根须效应”。因此，一旦在靠近合金一侧形成了连续的外延生长、定向排列的铁锌化合物层，则定向铁锌化合物和柱晶fe2b骨架就会紧密的“相互咬合”在一起，空化冲蚀界面相互崁合楔入，呈现“取向钉扎效果”。进一步的，定向凝固的铸造fe-b合金的硼化物间距为5.5～6.5μm，fe2b层厚为3.5μm。定向分布铁锌化合物的长大具有一定的空间依赖性，当铁锌化合物生长的空间较小时，其生长就会被抑制，随着fe2b平均层间距的继续增加，fe2b相之间的铁素体基体体积增加，在fe2b相之间可以有更多的铁锌化合物在四方结构柱晶fe2b相(002)面的[002]上诱导形核、生长，从而导致铁锌化合物的数量进一步增加，并且定向排列，但是若其间距较大，其致密下降显著，且铁锌化合物定向生长程度下降。随着腐蚀时间的增加，当fe2b平均层间距处于5.5～6.5μm时，铁锌化合物既能致密的填满fe2b骨架间的空隙又不至于使fe2b骨架过早的断裂，硼化物与铁锌腐蚀产物界面相互崁合植入、均匀叠层分布、“取向钉扎效果”最强。综上所述，本发明中的定向凝固铁硼合金经高流速锌液(锌液流动线速度1.05～2.88m/s)空化冲蚀时的腐蚀界面为硼化物特定取向与腐蚀产物定向交替、层叠排列，相互嵌合植入的钉扎结构，在钉扎结构的牢固楔入和铆合作用下，腐蚀产物层不易脱落，增强抵抗空化冲蚀作用的同时，产物层更为致密，更抗蚀，可以为进一步开发能可靠服役于高温高流速锌液腐蚀工况的沉没辊、稳定辊等产品制造提供研究思路，保证产品服役的寿命、低成本和整体尺寸稳定性。下面通过附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。附图说明图1为定向铸造fe-b合金在460℃锌液中冲蚀速率随冲刷腐蚀角度的变化曲线图2为不同角度下定向凝固fe-b合金中的硼化物垂直于腐蚀界面的垂直试样(fe2b⊥)的冲蚀速率统计图；图3为0°冲蚀情况下腐蚀界面；图4为0°冲蚀情况下腐蚀界面形貌；图5为凝固速度-片间距关系图；图6为定向凝固fe-b合金(fe2b⊥，平均间距6.0μm)腐蚀后界面形貌。具体实施方式本发明提供了一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金，按重量百分数计，包括c：0.1.％～0.2％，b：3.45％～3.55％，cr：0.75％～0.85％，si：0.55％～0.65％，其余为fe和不可避免的微量杂质，且合金组织呈均匀分布的α和fe2b双相层状结构。本发明一种抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金制备方法，通过改变定向凝固工艺，改变fe-b合金组织形态，进而诱导腐蚀产物的形态，形成定向硼化物与腐蚀产物交替排列，相互嵌合的钉扎结构，在“取向钉扎效应”的作用下，腐蚀产物层不易脱落，增强抵抗空化作用的同时，产物层更为致密，更抗蚀。定向凝固的铸造块体fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与锌液空化冲蚀界面的攻击角度为90°；定向凝固的铸造fe-b合金的柱晶硼化物间距为5.5～6.5μm，单个柱晶fe2b层厚为3.5μm，平均间距为6.0μm，单个硼化物柱晶长度为780～850μm，合金定向区为65mm。定向凝固铸造块体fe-b合金水冷铜模制备的冷却速度为9.56～9.77℃/s，过冷度100～105℃。经过空化冲蚀后的定向凝固fe-b合金，其腐蚀界面为定向排布的fezn13化合物与fe2b硼化物[002]相互嵌合，交替排列，呈相互钉扎植入状的崁合结构，结合牢固，界面无剥落和断裂。为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。通常在此处附图中的描述和所示的本发明实施例的组件可以通过各种不同的配置来布置和设计。因此，以下对在附图中提供的本发明的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例1采用定向凝固工艺制备定向凝固的铁硼合金，定向凝固的fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与空化冲蚀界面的攻击角度为90°；定向凝固的fe-b合金的硼化物间距为5.5μm，柱晶fe2b层厚为3.5μm；定向凝固的冷却速度为9.56℃/s，过冷度100℃；制备的抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金按重量百分数计，包括c：0.1.％，b：3.45％，cr：0.75％，si：0.55％，其余为fe和不可避免的微量杂质，合金组织呈均匀分布的双相层状结构。实施例2采用定向凝固工艺制备定向凝固的铁硼合金，定向凝固的fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与空化冲蚀界面的攻击角度为90°；定向凝固的fe-b合金的硼化物间距为5.8μm，fe2b层厚为3.5μm；定向凝固的冷却速度为9.62℃/s，过冷度102℃；制备的抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金按重量百分数计，包括c：0.1.％，b：3.48％，cr：0.78％，si：0.58％，其余为fe和不可避免的微量杂质，且合金组织呈均匀分布的双相层状结构。实施例3采用定向凝固工艺制备定向凝固的铁硼合金，定向凝固的fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与空化冲蚀界面的攻击角度为90°；定向凝固的fe-b合金的硼化物间距为6.0μm，fe2b层厚为3.5μm；定向凝固的冷却速度为9.7℃/s，过冷度103℃；制备的抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金按重量百分数计，包括c：0.2％，b：3.50％，cr：0.80％，si：0.60％，其余为fe和不可避免的微量杂质，且合金组织呈均匀分布的双相层状结构。实施例4采用定向凝固工艺制备定向凝固的铁硼合金，定向凝固的fe-b合金的硼化物生长取向为[002]方向，与空化冲蚀界面的攻击角度为90°；定向凝固的fe-b合金的硼化物间距为6.5μm，fe2b层厚为3.5μm；定向凝固的冷却速度为9.77℃/s，过冷度105℃；制备的抗锌液空化冲蚀的铸造fe-b合金按重量百分数计，包括c：0.2％，b：3.55％，cr：0.85％，si：0.65％，其余为fe和不可避免的微量杂质，且合金组织呈均匀分布的双相层状结构。请参阅图1，fe-b合金在460℃熔融锌液中冲刷腐蚀速率随冲刷腐蚀角度的变化曲线。从图1可以看出，fe-b合金的冲刷腐蚀速率均小于316l不锈钢，并且其冲刷腐蚀速率只有316l不锈钢的1/4～1/3。采用普通铸态fe-b合金和定向凝固fe-b合金中的硼化物垂直于腐蚀界面的垂直试样(fe2b⊥)和硼化物平行于腐蚀界面的平行试样(fe2b∥)在流动锌液中进行冲刷腐蚀实验，三种不同试样在流动锌液中的平均冲刷腐蚀速率如表1所示。表1：三种不同试样在流动锌液中的平均冲刷腐蚀速率(锌液流速0.523m/s，冲蚀角0°)由表1中可以看出，随着冲刷腐蚀时间的延长，定向凝固fe-b合金垂直试样(fe2b⊥)的冲刷腐蚀速率显著下降，普通铸态fe-b合金和定向凝固fe-b合金平行试样(fe2b∥)的冲刷腐蚀速率则保持了一个相对稳定的趋势，下降幅度有限。并且，定向凝固fe-b合金垂直试样的冲蚀速率最低，抗冲蚀能力最强。请参阅图2，图2为不同角度下定向凝固fe-b合金中的硼化物垂直于腐蚀界面的垂直试样(fe2b⊥)的冲蚀速率统计图。90°时，抗冲蚀效果最好。通过对比图3与图4，可以发现当冲蚀角度为90°时，合金中的fe2b相保持完整，未发生碎裂，腐蚀产物致密有序地排列。因此，在不同组织形貌的fe-b合金中定向fe2b组织的生长方向垂直于冲刷腐蚀界面时具有最佳的抗锌液冲刷腐蚀性能。请参阅表2，不同fe2b平均间距的定向凝固fe-b合金垂直试样(fe2b⊥)在460℃锌液30h后的冲刷腐蚀速率。表2，不同fe2b平均间距的定向凝固fe-b合金垂直试样(fe2b⊥)在460℃锌液30h后的冲刷腐蚀速率(锌液流速0.523m/s，冲蚀角0°)平均片间距μm冲蚀速率μm/h3.75.96.05.2106.8从表2中可以看出，垂直试样(fe2b⊥)，fe2b平均间距最大的试样冲蚀速率最大，其次为fe2b平均间距最小的试样，平均片间距6.0的试样的冲刷腐蚀速率是最小的，说明，当fe2b平均间距处于6.0时，抗锌液空化冲蚀性能最强。此外，根据凝固速度与组织的关系，获得凝固速度-片间距图片，如图5所示。由图所得，想要制得平均片间距为6.0的定向凝固fe-b合金，冷铁冷却速度为9.56～9.77℃/s，经过计算，过冷度为100～105℃。请参阅图6，定向凝固fe-b合金的柱状fe2b相轴向与冲刷腐蚀界面垂直时，铁锌化合物能以合金中的fe2b相为“模板”发生取向生长，形成致密的腐蚀产物层并与从铁素体基体中暴露出来的fe2b相紧密结合形成“取向钉扎效应”，有效的抑制流动锌液的冲刷腐蚀，极大地提高了fe-b合金抗流动锌液空化冲蚀性能。以上内容仅为说明本发明的技术思想，不能以此限定本发明的保护范围，凡是按照本发明提出的技术思想，在技术方案基础上所做的任何改动，均落入本发明权利要求书的保护范围之内。当前第1页12