电脉冲作用下T8钢凝固组织的改变

对高于熔点、含碳0．8％的T8钢液使用电脉冲进行处理．将处理过的T8钢液正常空冷，得到了晶粒明显细化、枝晶发达程度大大减小的凝固组织．并且发现经过电脉冲处理后的T8钢的珠光体形态发生了显著的变化，片层间距缩短．根据实验结果推导了脉冲电压和凝固晶粒个数的经验公式．

T8钢的低温双辉等离子渗铬研究

研究了 T8钢低温双辉等离子渗铬工艺 ,分析了改性层的显微组织和相结构 ,测量了改性层的厚度、硬度及铬浓度分布 ,并对改性层进行了划痕检验。结果表明 ,T8钢在 90 0℃以下温度进行双辉等离子渗铬也可得到良好的改性层。改性层由沉积层。

脉冲爆炸-等离子体技术处理对T8钢表层组织和性能的影响

采用脉冲爆炸-等离子体(PDP)技术对T8钢进行表面改性处理,电容分别为600,800,1000μF。采用SEM,XRD分析了PDP处理前后T8钢的表层组织和相结构的变化,利用显微维氏硬度计和摩擦磨损试验机研究了PDP处理前后T8钢的显微硬度和耐磨损性能的变化。结果表明:随着电容的增加,T8钢表面先发生光滑化,然后出现大量火山状熔坑,熔坑的出现是由PDP的能量和材料本身的不均匀性造成的。PDP处理使T8钢表面发生由马氏体α′-Fe向奥氏体γ-Fe的转变,并发生渗氮现象形成Fe_3N。T8钢改性层厚度随着电容的增加而增加,当电容为1000μF时,改性层平均厚度为68.27μm,其组织由柱状组织和细化组织组成。随着电容的减小,柱状组织厚度也减小。PDP处理后T8钢改性层显微硬度提高约2倍,耐磨损性能也明显改善,最高为基体的2.6倍。

双辉等离子渗铬T8钢碳迁移现象的分析

用双辉等离子渗铬技术 ,进行了 880～ 90 0℃温度下的T8钢表面渗铬合金化研究 ;测量了渗铬层中Fe、Cr和C等元素的浓度分布 ,分析了渗铬合金化层形成过程中碳迁移行为。结果表明 ,对T8钢进行双辉等离子渗铬处理时 ,奥氏体中碳化学位下降引起的从基体向渗层的碳迁移是必然的 ,但通过控制工艺参数 ,由阴极溅射引起的表面脱碳是可以减轻的。

T8钢中珠光体表面浮凸观察

表面浮凸效应常被作为马氏体或贝氏体相变特征讨论.对预先抛光3 mm厚的T8钢试样进行真空热处理,加热到1 050℃,保温40 min,炉冷.随后分别用Quanta-400型环境扫描电镜、Nanofirst-100扫描隧道显微镜和光学显微镜,对未浸蚀的试样观察分析;接着对试样进行腐蚀,进行金相分析.结果表明,片状珠光体存在表面浮凸效应,呈"Λ"型.说明表面浮凸是奥氏体向珠光体转变时比容增加,体积膨胀的结果.

强动载荷下粒状珠光体T8钢的微观组织与硬度

利用分离式霍普金森压杆（SHPB）装置对原始组织为粒状珠光体的T8钢进行高应变速率变形实验,借助SEM、TEM及显微硬度计对变形后粒状珠光体钢的微观组织和硬度变化进行分析。高应变速率变形条件下的应力-应变曲线表明,随着应变速率的增加,粒状珠光体钢流变应力随之增大,表现出正的应变速率敏感性;冲击区域内的微观组织得到了明显细化,制备出了晶粒尺度在亚微米量级的超微细复相（铁素体＋渗碳体）T8钢组织;当应变速率为3078.2 s-1时,铁素体晶粒尺寸为500~700 nm,渗碳体颗粒粒径为100~250 nm,硬度值由原始态的195 HV增至270 HV。

T8钢淬火热处理组织的计算机模拟研究

利用有限差分法计算了T8钢二维温度场,研究了T8钢淬火热处理温度场的变化对组织的影响。根据试样任意一点的温度和冷却速度对该点的组织进行预测,实现了T8钢淬火组织的计算机模拟。

几种油性剂和极压抗磨剂对T8钢/Al_2O_3摩擦磨损性能的影响

采用Falex型摩擦磨损试验机考察了T8钢/Al2O3陶瓷摩擦副在3种油性剂(T405、T406和T451)与3种极压抗磨剂(T309、T306、T321)作用下的摩擦学性能;用扫描电子显微镜观察试销表面磨损状态;用俄歇电子能谱仪分析了摩擦表面元素化学成分.结果表明:3种油性剂都可以不同程度地改善摩擦副的摩擦磨损性能,其中尤以T405作用效果最佳;3种极压抗磨剂均具有较好的减磨抗磨性能,其中T309的抗磨性能最为突出,T321与T306可以明显降低摩擦系数,相比之下两者磨损率较大;俄歇电子能谱分析揭示在T309作用下,由于摩擦化学反应在T8钢试销磨损表面形成了含S、P物质层;油性剂作用下摩擦副的磨损形式主要为磨料磨损,而T309作用下磨损形式主要为磨料磨损与摩擦化学(腐蚀)磨损.

高压热处理对T8钢组织与硬度的影响

对T8钢在不同压力下进行800℃×15 min的高压处理,并借助光学显微镜、透射电镜及硬度计研究了高压热处理对T8钢组织与硬度的影响。结果表明,T8钢经1～6 GPa压力热处理后组织中出现马氏体组织,当压力为3GPa时,组织中产生裂纹,其硬度值均高于62HRC。

T8钢的恒温相变超塑性

T8钢经两次调质处理,在2.5×10^(-4)s^(-1)的初始应变速率条件下拉伸,在其Ac_1处显现恒温相变超塑性特性,获最大延伸率为451%,流动应力为38.5MPa。

T8钢/Al_2O_3陶瓷副极压抗磨减摩添加剂的协同效应研究

利用Falex摩擦磨损机考察了T8钢/Al_2O_3。陶瓷摩擦副在油性剂T451与极压抗磨剂T306作用下的摩擦学性能:用扫描电子显微镜(SEM)观察试销表面磨损状态;采用俄歇电子能谱仪分析了摩擦表面元素化学成分。结果表明:T8钢/Al_2O_3陶瓷摩擦副在T451、T306复配作用下表现出良好的减摩抗磨协同作用;随着T451质量分数的增加,其减摩抗磨性能增强,而随着T306质量分数的增加,其减摩抗磨性能减弱。在已完成的试验方案中,最佳的复配比例为:2％T451+1％T306。AES分析表明T451与T306复配时产生协同作用的主要原因为油性剂T451的存在使T8钢试销摩擦表面形成厚的富磷层。在文中的试验条件下,T8钢/Al_2O_3摩擦副的磨损形式为磨料磨损和摩擦化学(腐蚀)磨损。

T8钢的形变球化退火工艺

普通的球化退火工艺的缺点是冷却速度慢,生产周期长,效率低.本文分析了T8钢形变球化退火机理并建立了形变球化退火机理.试验通过对试样加热到820～840℃,保温10min后进行热形变处理,然后再将试样加热到700℃,保温60min后随炉冷却.在制得金相观察试样后,用扫描电镜观察,结果得到了比较理想的球化珠光体组织.因此,通过形变球化退火热处理可以达到节能和提高生产效率的目的.

关于T8A钢脱碳层研究

高碳钢高温处理时在不进行保护的情况下很容易脱碳.本试验研究了T8钢在900℃下分别保温不同的时间进行正火处理,利用扫描电镜(SEM)测试了脱碳层厚度,试验结果表明,随着时间的延长,脱碳层厚度增加,通过建立脱碳层与时间之间的关系表明,在一定温度下它们成抛物线规律,本文利用最小二乘法计算得到脱碳层与时间之间关系的啮合曲线,结果与理论曲线吻合得较好.

强冷T8钢激光熔凝处理的研究

研究了室温和强冷（－１９６℃）Ｔ８钢激光熔凝处理后的组织和性能．结果指出，强冷基体使熔池尺寸变小，熔池中奥氏体晶粒细化，表面显微硬度及硬度梯度峰值提高．

T8钢奥氏体逆相变淬火

采用正交回归设计实验方法,分析了T8钢二次淬火温度和二次淬火保温时间对奥氏体逆相变淬火后硬度的影响,建立了硬度回归方程。结果表明,随二次淬火温度的升高,硬度逐渐升高。在820℃和850℃时,随二次淬火保温时间的延长,其硬度增加;而在880℃时,随二次淬火保温时间延长,其硬度却逐渐降低。与常规淬火硬度相比,T8钢奥氏体逆相变淬火后硬度提高6HRC,硬度最大可达68HRC。

碳素工具钢(T8)激光熔覆组织分析

本文研究了T8钢在不同热处理条件下激光熔覆镍基自熔合金粉后基体各区域的组织.实验结果表明:激光熔覆后基体各区域的组织形态与基材前期的热处理制度无关.基体热影响区的组织均为淬火马氏体,基体保持原热处理状态下的组织,在基体与熔覆层之间不存在因成分扩散而形成的过渡区,熔覆层与基体之间存在明显的界面.

热处理工艺对T8钢显微组织及硬度的影响

T8钢由于含碳量高,过剩碳化物极多,塑性和韧性差,若热处理工艺不合适,使材料在服役早期出现开裂和破碎的现象。通过SEM,OPM及XRD等试验方法,研究了T8钢组织和性能随球化退火时间、淬火温度及回火温度的变化。结果表明：T8钢在600℃球化退火2 h后,原始组织中的碳化物即可获得充分球化,以粒状形式细小均匀地分布在基体中,延长退火时间不显著改变碳化物的球化效果;试样经（770±10）℃保温,6 min油淬后,获得的隐晶马氏体组织硬度最高;试样经180~210℃回火1 h空冷后,消除了淬火过程中产生的残余应力,最终获得有球状碳化物均匀分布的隐晶马氏体组织,回火试样硬度较淬火态略有下降。

不同淬火+低温回火工艺对T8钢力学性能的影响

研究了不同淬火+低温回火工艺对T8钢力学性能的影响。结果表明,改进工艺与常规工艺相比其性能均有所改善,并且采用充分预热快速短时淬火强化工艺不仅变形小,性能好而且节省时间,提高生产效率,充分发挥材料潜力,降低了成本,延长了工具的使用寿命。

T8钢珠光体表面浮凸的研究

用试验证明了T8钢珠光体转变过程中产生的表面浮凸现象,从理论上分析了T8钢珠光体浮凸的形貌及其形成机制。结果表明,珠光体浮凸是由于奥氏体、铁素体、渗碳体各相比容不同,在奥氏体向珠光体转变时,比容增大,体积膨胀形成的。

碳素工具钢T8表面脱碳规律研究

T8碳素工具钢在热轧环节表面极易出现脱碳现象,脱碳后的热轧卷经后序冷轧易起皮、开裂,严重影响产品质量及使用性能。为探明其表面脱碳规律,设计试验模拟加热过程,通过改变加热温度、保温时间等参数来开展研究。结果表明:T8碳素工具钢的脱碳层深度随时间的延长呈抛物线形不断递增关系,脱碳敏感度从950℃开始,出现脱碳;在950^1 100℃,脱碳层深度随温度上升呈线性增长;>1 100℃时,温度越高脱碳层深度增长得越快;热卷温度应控制在950℃以下。