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高硼铁基合金是一种用廉价的硼取代昂贵合金元素的新型耐磨材料。其组织中的硼碳化物硬质相硬度很高,对材料的抗磨性能提供主要贡献。但由于硼碳化物的网状结构会严重割裂基体,造成材料韧性及其它性能的急剧降低,极大限制了高硼铁基合金的应用。本论文针对Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金中网状连续分布的硼碳化物硬质相,利用合金化、单一变质、复合变质、热处理等控制及改善其组织中的硬质相数量、形态及分布,使Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金的力学性能和耐磨性明显提高。论文首先在其它元素含量(C 0.45%、Cr 5.0%、W 1.0%、Mo 1.8%、V 0.8%)确定的前提下,研究了B含量为1.0-2.5%时,对Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金中硬质相的形态、材料力学性能的影响规律。随着B增加,硬质相体积分数增大,服从拟合公式y=15.765x+1.3692,其形态明显变宽、变粗；材料的硬度逐渐增加(51.1～53.4 HRC),而冲击韧性降低(4.84～2.41 J/cm2)；当B为1.5%时,获得最佳力学性能：硬度51.8 HRC,韧性4.35 J/cm2。利用第一性原理对Fe-Cr-B-C系合金中硬质相的的热力学和力学进行了计算。结果表明：M2B较M3(B,C)更稳定,同时Cr和Mo元素的溶入,能够进一步提高M2B和M3(B,C)型化合物稳定性和力学性能。所获得的热力学和力学性能数据对相关研究具有参考价值。论文采用不同含量的单一变质剂RE、Mg、Ti对1.5%B、0.45%C高硼铁基合金进行变质处理,研究了单一变质剂对硬质相形态的影响规律。稀土变质时,硼碳化物网状组织细化,奥氏体尺寸稍有减小；镁变质时硼碳化物网状组织细化明显,但是奥氏体尺寸变化不大；钛变质时,共晶硼碳化物网状厚度变薄,颗粒变小,奥氏体尺寸减小。并分别讨论了化合物CeO2、Ce2O2S、MgS、TiC等作为异质核心,细化初生奥氏体及共晶硼碳化物的变质机理。当变质剂含量分别为0.6%RE、0.5%Mg和0.4%Ti时,硬质相断网效果最明显,硬质相颗粒分别细化到8.75μm、6.57μm和6.78μm。变质前合金硬度为51.8 HRC,冲击韧性为4.35 J/cm2。经过0.6%RE变质后,合金硬度和冲击韧性分别为53.5 HRC和5.1 J/cm2,为；经过0.5%Mg变质后,硬度和冲击韧性分别为53.3 HRC和4.7 J/cm2；经过0.4% Ti变质后,硬度和冲击韧性分别达到53.5 HRC和5.6 J/cm2。在单一变质基础上,选择了0.6%RE+0.5%Mg+0.4%Ti复合变质剂对Fe-Cr-B-C高硼铁合金进行变质处理。结果表明：硼碳化物网状组织基本消失,转变为短针状和点状,等效直径进一步细化到5.26 gm,硬质相颗粒数显著增加,体积分数较未变质和单一变质明显降低,而基体中Mo、W、V等合金元素的含量则明显升高。合金硬度增加到56.0 HRC,冲击韧性为9.0 J/cm2。探讨了复合变质机理,表明：稀土、镁能净化钢液脱O、除S。在钢液的冷却过程中,CeO2、Ce2O2S、MgS, TiC与铁素体、奥氏体及硼碳化物都有极低的错配度,这些相作为奥氏体和共晶硼碳化物的异质核心。铈、镁等吸附在奥氏体或断开的硼碳化物结晶前沿,阻碍长大,最终使硼碳化物断网成球状。此外稀土和钛还能形成复杂的大夹杂,成为异质形核点。在复合变质的基础上,本文进一步研究了不同淬火温度热处理对硼碳化物的影响规律。结果表明,硬质相的大小和体积分数均先降低后升高,但变化不显著。当采用1000℃淬火+500℃回火工艺后,硼碳化物网状全部消失,呈颗粒状分布,数量增多,等效直径达到5.9μm,合金抗弯强度达到1584.3 MPa,硬度和冲击韧性分别达到59HRC和11.5 J/cm2,较未变质合金分别提高了13.9%和164.4%。论文最后研究了Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金在未变质、复合变质、复合变质+1000℃淬火和500℃回火后在500℃下的高温摩擦磨损性能。结果表明,未变质合金(M0)、复合变质(H0)、复合变质+1000℃淬火合金(H2)耐磨性分别达到了HSS (W18Cr4V)的1.0、1.1、1.4倍。复合变质+热处理的合金中含有高硬度,均匀、分散、圆整的硼碳化物和高韧性板条马氏体,具有很好的抗切削磨损和抗疲劳磨损能力,表现出优异的耐磨性。Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金在高温磨损时,主要发生了粘着磨损、氧化磨损、磨料磨损及耐磨硬质相的断裂。总之,本文通过B含量优化、复合变质、热处理工艺,对Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金中硼碳化物硬质相的形态及分布进行了有效控制和优化,显著提高了该新型耐磨合金的力学性能和耐磨性,并探讨了各种变质剂对硬质相形态控制的机理。论文研究对Fe-Cr-B-C系高硼铁基合金的应用奠定了基础,并对相关研究提供借鉴作用。