变质莱氏体钢中共晶碳化物的热处理粒化

研究了变质莱氏体钢中共晶碳化物的粒化过程 ,探讨了碳化物的粒化机理。结果表明 ,变质莱氏体钢的粒化过程为 :热处理温度T <1 1 0 0℃为碳化物均匀溶解阶段 ,T≥ 1 1 0 0℃为共晶碳化物在其晶格畸变能较大处溶断和随后由曲率半径决定的断网和粒化阶段。变质处理使共晶碳化物中产生的孪晶等晶格缺陷增多 ,降低了共晶碳化物的稳定性 ,加快了共晶碳化物的粒化动力学过程。

铸造Cr12模具钢共晶碳化物的粒化

铸造Ｃｒ１２模具钢中共晶碳化物呈网状分布，经多元复合变质剂变质处理，共晶组织发生细化，离异共晶数量增多；经热处理后，碳化物变成粒状且均匀分布于基体中，冲击韧性得到明显提高，为铸造Ｃｒ１２模具钢的应用提供了保证。

硅对热处理态M2高速钢中共晶碳化物的影响

通过电渣重熔制备不同硅含量的M2高速钢铸锭(硅质量分数分别为0.3%,0.8%,1.6%和2.4%),采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)和X射线衍射(XRD)的方法研究了硅对热处理态M2高速钢中共晶碳化物的影响。研究结果表明,退火态高速钢铸锭中共晶碳化物呈连续或半连续网状分布于枝晶间,随着硅含量的增加,共晶碳化物从片层状M2C变为鱼骨状M6C。在1 165℃保温2.5h的热处理过程中,片层状M2C碳化物分解为MC和M6C碳化物,在后续变形中破碎为细小的碳化物颗粒。0.8%Si的加入减小了M2高速钢中碳化物的尺寸,而高硅含量高速钢中由于鱼骨状M6C碳化物在热处理过程中并没有发生转变,经后续变形后仍有尺寸较大对性能不利的块状碳化物。

冷却速度对高速钢M_2C共晶碳化物的影响

采用砂型和金属型铸造制备M2高速钢铸锭,研究了冷却速度变化对高速钢M2C共晶碳化物形态及性质的影响,探讨了M2C共晶碳化物形态变化的机理。结果表明,冷却速度增加,莱氏体网细化,铸态偏析得到改善;M2C形态由片层状转变为棒状,碳化物中合金元素含量降低,高温分解产生的MC碳化物和M6C+MC复合碳化物数量减少。共晶反应时,共晶碳化物和奥氏体相之间的生长速度差异决定了M2C共晶碳化物的形态。

稀土对莱氏体钢共晶碳化物粒化的影响

研究了稀土对莱氏体钢中共晶碳化物热处理粒化的影响，探讨了稀土元素的作用机制。结果表明：稀土细化了莱氏钢中奥氏体晶粒和共晶碳化物，使离异共晶数量增多，减少了Ｃｒ、Ｍｏ合金元素偏析，并使Ｍ７Ｃ３（Ｍ＝Ｆｅ、Ｃｒ）碳化物中孪晶等晶格缺陷增多，从而降低碳化物的稳定性，促进了共晶碳化物的粒化动力学过程，得到良好的粒化效果。

电渣重熔M2高速钢共晶碳化物控制研究

采用普通电渣重熔工艺和新型抽锭式电渣重熔工艺制备M2高速钢,研究了熔池深度与局部凝固时间等参数对高速钢铸锭共晶碳化物形貌和类型的影响。结果表明,电渣重熔工艺不改变碳化物类型,两种工艺制备的M2铸锭都存在M_6C、MC、M_2C三种类型的碳化物。抽锭式电渣重熔工艺通过有效控制电渣锭直径(D=120 mm)、熔速(11 mm/min)及熔池深度(h=50 mm),减少局部凝固时间,促进平直层片状共晶碳化物转变为离异棒状、粒状碳化物,碳化物平均晶粒尺寸小于50μm。加快冷却速度会降低组织中共晶碳化物的质量分数,同时也会降低共晶碳化物中强碳化物形成元素如W、Mo、V的含量,使更多碳化物及合金溶于基体中。

Cr12钢共晶碳化物不均匀度的分维研究

提出了共晶碳化物金相图是具有不规则性与自相似性的图形,是一种分形。分析了共晶碳化物的聚散程度与分形维数的关系。分形维数与共晶碳化物的聚散程度有关,分形维数愈小,共晶碳化物分布愈均匀。通过试验,测量了Cr12钢共晶碳化物标准图谱的分形维数。结果表明,在共晶碳化物评级标准图谱1～8级的范围内,对于各个共晶碳化物的级别,分维数值有明显的区分度。随着共晶碳化物级别的增大,其分形维数逐渐增大。因而碳化物聚散程度可以用分形维数来定量描述。

共晶碳化物团球化对铸铁激光熔敷层抗裂性的影响

为提高铸铁表面大面积激光熔敷层抗裂性问题,通过冶金因元素控制熔敷层组织形态在熔敷材料中加入碱金属元素钾,研究了在激光快速加热条件下钾对铸铁激光熔敷层组织团球化的影响,进而分析了该球状组织对熔敷层抗裂性的影响.结果表明随熔敷金属内钾含量增多熔敷层内共晶碳化物组织呈球状及孤岛状,这种组织明显提高了熔敷层抗裂性;此外大量的渗碳体组织确保了熔敷层具有较高的耐磨性.获得了无裂纹的大面积搭接熔敷层.其对应合金系统为Fe-C-Si-Ni-K.

改善白口抗磨铸铁中共晶碳化物形态研究的进展

综述了目前国内外改善白口抗磨铸铁共晶碳化物形态研究的进展情况，介绍了合金化、锻造加工、热处理及变质处理对共晶碳化物形态及韧性的影响规律。

Al对高速钢M_2C共晶碳化物的影响

研究Al对M2高速钢铸态组织,特别是M2C共晶碳化物形态及性质的影响,并对其形态变化机理进行了探讨。结果表明,Al提高基体合金固溶量,减少共晶莱氏体数量,使莱氏体网细化。Al改变了M2C共晶碳化物形态和成分,使其由弯曲棒状变为平直片层状,合金元素含量升高。片层状M2C高温加热不易断网和球化,对碳化物形态改善不利。M2C形态改变与Al元素引起的合金元素分布及凝固界面前沿成分过冷度变化有关。

微量合金元素对 M2高速钢共晶碳化物高温预球化的影响

本文研究了RE、B、RE-Mg、和Ti-N对M2高速钢共晶碳化物高温预球化的影响。结果表明:加入适量的 RE 或 B 加速共晶碳化物的球化,即可以降低球化温度约30℃,或缩短退火时间。

加热温度对高速钢铸轧薄带中共晶碳化物形态的影响

研究了退火加热温度对高速钢双辊铸轧薄带中共晶碳化物形态的影响·试验结果表明 ,随着加热温度的提高 ,铸轧薄带中的网状共晶碳化物陆续熔断 ,粒状碳化物逐渐增多·当加热温度达到 95 0℃后 ,铸轧薄带中的网状共晶碳化物基本上被粒状碳化物所取代·用汤普森 弗瑞锥其 (Thompson Friedrich)方程 ,对试验结果进行了分析 ,并得出共晶碳化物层片间距的减小为高速钢铸轧薄带中的共晶碳化物的熔断和球化提供了条件·

铈对D6冷作模具钢中共晶碳化物的影响

针对某集团生产的模铸D6钢中经常出现共晶碳化物对超标现象,在模铸过程中添加稀土元素铈。在坯料和钢材上取样,采用光学显微镜观察侵蚀后钢的组织形貌。结果表明,随着铈含量的增加,共晶碳化物网格尺寸变小,当坯料中铈含量由0.038%增加到0.073%时,网格尺寸减小约50%,网格厚度变薄,甚至网状结构被破坏;钢材中共晶碳化物的级别随铈含量的增加而降低。铈对铸态组织的细化作用导致了最终产品中共晶碳化物的细化。

一种定量测定钼系高速钢共晶碳化物不均匀度的新方法

采用计算机技术在图像仪上对钼系高速钢共晶碳化物的不均匀度进行了分析测定,试验数据用计算机进行拟合,并用试样分析验证了新方法测定结果的偏差值。结果表明:碳化物总面积百分数x1、碳化物条带的平均宽度x3、条带内碳化物占整个碳化物面积的比例x4等特征参数与衡量共晶碳化物不均匀度的级别y之间的关系可定量表示为Y=-2.133 0+0.223 7x1-11.049 0x3+0.107 3x4,实测结果证明了该方法的有效性。

白口铸铁网状共晶碳化物断开行为的研究

运用高温金相显微镜观察研究了白口铸铁网状共晶碳化物的断网问题.试验结果表明,网状共晶碳化物的断网主要发生在网状连接的薄弱部位,因而热处理时的断网效果与原始共晶碳化物的形貌密切相关.这一结论对利用热处理提高白口铸铁强韧性具有指导意义.

M_2高速钢中铸态共晶碳化物的电镜研究

Ｍ２高速钢中铸态共晶碳化物的电镜研究葛辽海李彦军何镇明（中国科学院长春应用化学研究所，长春１３００２２）（哈尔滨工业大学材料学院）共晶碳化物作为高速钢中的硬质相，对于高速钢的各种力学性能及切削寿命有很大影响，而铸态共晶碳化物的种类、形貌和分布将直接影...

HP型耐热钢中共晶碳化物对持久性能的影响

对两种离心铸造耐热钢蠕变持久性能进行了研究。结果发现,HP耐热钢具有较低的蠕变断裂强度和低的蠕变速度,而HP-Nb具有较高的蠕变断裂强度和高的蠕变速度,这不符合通常的蠕变速度与蠕变断裂时间之间一般相依关系。产生这种结果的原因是后者在晶界上形成了共晶碳化铌。在晶界上形成形态复杂稳定的碳化物能阻止空洞的连接,从而延长了蠕变第三阶段,增加了断裂时间。

Cr12MoV模具钢中共晶碳化物的控制及国内研究进展

Cr12MoV钢属于高耐磨微变形冷作模具钢，其特点是具有高的耐磨性、淬透性、微变形、高热稳定性和高抗弯强度，仅次于高速钢，是冷冲裁模、冷镦模等冷作模具的重要材料，其消耗量在冷作模具钢中居于首位。虽然该钢的强度、硬度高，耐磨性好，但其韧性较差，对热加工工艺和热处理工艺要求较高，如处理工艺不当，很容易造成模具的过早失效。