变质M2高速钢中共晶碳化物加热团球化的动力学研究

采用高温淬火、退火等方法研究了变质Ｍ２高速钢中共晶碳化物在加热时的团球化过程．随加热温度的提高和保温时间的延长，碳化物的团球化是通过碳化物层片的聚集与粗化、共晶碳化物网的熔断和球化、晶内二次碳化物的弥散析出与长大实现的；在此基础上建立了共晶碳化物的粗化、聚集和二次碳化物长大的动力学模型，推导出碳化物长大的瞬时速度公式；计算表明，碳化物的团球化受合金元素的扩散速度、碳化物的形貌、加热温度等动力学因素控制；

高碳高锰钢碳化物团球化及其强化

通过硅钙变质处理，使得高碳高锰钢组织中形成的碳化物团球化，实现在奥氏体基体上碳化物颗粒的弥散分布，改善了高锰钢的强韧性，提高了耐磨性。

团球γ+(Fe,Mn)_3C/γ体钢基自生复合材料的组织与性能

采用 Ca- Si合金变质处理钢液 ,通过影响钢液中 C、Mn等合金元素的偏析和相的生成 ,控制钢液凝固组织 ,在铸态下获得团球状共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料 (EAMC) .该材料利用硬质相团球状 γ+(Fe,Mn) 3 C共晶体强化高韧性奥氏体基体 ,充分发挥基体、增强相的特性和两者的强韧性耦合 ,获得了优异的力学性能和耐磨性 .试验表明 ,在中、低载干磨损条件下 ,EAMC具有比奥氏体中锰钢优异的耐磨性能 .

铸态耐磨锰钢碳化物的团球化

高碳耐磨锰钢中的针、网状碳化物经Mg系变质剂变质处理后,在铸态下转变成团球状,且大量弥散地分布于奥氏体中。冲击韧性得到显著的提高,硬度也稍有提高。使该钢种不经热处理即可铸态使用,同时耐磨性得到显著提高。

团球状共晶体奥氏体-贝氏体钢抗冲击磨料磨损行为

采用ＴＥＭ，ＳＥＭ；电子探针和 ＭＤＬ－１０型动载磨料磨损实验机研究 Ｍｇ－Ｃｅ－ＡＩ复合变质团球状共晶体奥－贝钢（简称ＡＢＮＥ钢）复相组织的形成及抗冲击磨料磨损行为结果表明，钢中贝氏体组织由板条铁素体与残余奥氏体组成，团球状共晶体是（Ｆｅ， Ｍｎ）３Ｃ和奥氏体两相伪共晶组织 ＡＢＮＥ钢在中、低冲击工况下耐磨性优于奥－贝钢、奥－贝球铁、团球状碳化物中锰钢，其原因与国球状共晶体可有效地减轻磨料的侵入深度和阻碍微切削作用，以及磨损表面形成大量纳米晶粒和非晶态组织。

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.

团球共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料的干摩擦磨损行为研究

利用MPX-2000型主轴盘-销式摩擦磨损试验机和扫描电子显微镜研究了团球状共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料(EAMC)的干摩擦磨损行为.结果表明,根据EAMC的磨损量随载荷变化的关系,可以将其磨损划分为轻微磨损、严重磨损的过渡阶段和严重磨损等3个阶段,前2个阶段的磨损机制主要为磨粒磨损,而第三阶段的磨损机制为氧化磨损.同基体合金奥氏体中锰钢相比,在中、低载荷下,由于硬质相团球状γ+(Fe,Mn)3C共晶体强化高韧性奥氏体基体具有基体和增强相的双重特性并发生二者的强韧性耦合,因此EAMC的抗磨性能优于基体合金;在高载荷下,剥落的共晶体使磨损表面产生局部变形,降低氧化激活能,使得EAMC的耐磨性降低.团球共晶体增强相可以有效减小试盘和试销的热量线扩散长度,增大摩擦热的散失空间,从而降低摩擦表面温度;此外,团球共晶体有利于EAMC在较高温度下依然保持室温时的强度,故EAMC发生严重磨损的外载荷高于基体合金奥氏体中锰钢.

低合金白口铸铁碳化物团球化的试验研究

试验了１１种合金元素在相同加入量（Ｃ／Ｍｅ＝０．０５ａｔ．％）的条件下，在铸态。

耐磨钢中共晶体团球化的研究进展

综述了耐磨钢中共晶体团球化的研究进展情况。通过分析共晶体的结构及形成机理,提出了采用变质处理控制钢液凝固组织,在铸态下获得团球状共晶体增强钢基自生复合材料的新方法。该材料利用团球状γ+(Fe,Mn)3C两相共晶体来强化高韧性钢基体,因而具有优异的力学性能和耐磨性,是抵抗中、低冲击磨料磨损工况的理想材料,具有广阔的应用前景。

中硅锰铸钢碳化物团球化及抗磨机理的研究

对中硅锰铸钢采用了变质处理方法,在铸态下获得了大量团球状碳化物分布于奥氏体基体上的抗磨材料.文中着重分析了该碳化物球化及抗磨机理.

奥氏体─贝氏体抗磨钢中共晶体的团球化

用扫描电镜、透射电镜和电子探针研究Mg－Al复合变质奥─贝钢中共晶体的团球化结果表明，团球状共晶体是由于C、Mn、Si偏析，于凝固后期在奥氏体校晶间形成的渗碳体和奥氏体伪共晶组织，共晶体结晶时的异质核心是MgS．

硅相增强锌铝基复合材料中团球硅晶体的形成

本文研究了硅相增强锌铝基复合材料（ＺＡ２７ＳｉＸ及ＺＡ３５ＳｉＸ）中，硅晶体形态在钠作用下的变化，发现钠元素可使锌铝合金中的块状初生硅晶体变成球团状，共晶硅晶体能在球团硅晶体上辐射生长、成簇长大。对球硅晶体的形成机理进行了探讨。

钇基重稀土合金变质团球γ+(Fe,Mn)_3C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料

采用Y基重稀土合金变质处理钢液,通过影响钢液中C,Mn等合金元素的偏析和相的生成,从而控制钢液凝固组织,在铸态下获得团球γ+(Fe,Mn)3C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料(AMGE)。Y基重稀土合金增大C,Mn元素的偏析,使凝固后期初生奥氏体枝晶间小熔池中的成分达到共晶反应区,在非平衡凝固条件下生成γ+(Fe,Mn)3C共晶体。干摩擦磨损试验表明,在中、低载工况下AMGE的磨损量比基体合金奥氏体中锰钢低1～3倍,并且AMGE发生严重磨损时的载荷高于基体合金。

滑动速度对团球共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料摩擦学性能的影响

利用MPX-2000型主轴盘销式磨损实验机和扫描电子显微镜(SEM)研究了相对滑动速度对团球γ+(Fe,Mn)_3C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料(EAMC)摩擦学性能的影响。实验表明,在干摩擦磨损工况下,EAMC对G45钢摩擦系统的摩擦系数随相对滑动速度的增加呈递减趋势;而磨损率呈递增趋势,但始终远低于奥氏体中锰钢(单一奥氏体相);并且,随着相对滑动速度的提高,EAMC与中锰钢磨损量的差值呈递增趋势。通过对磨损表面和磨屑形貌的分析,发现EAMC在低载下主要磨损机制是磨粒磨损与剥层磨损;高载下的磨损机制主要为剥层磨损与氧化磨损。对偶件之间的粘着作用随相对滑动速度的提高而增加。运用临界转变温度理论与Archard磨损理论分析了相对滑动速度对EAMC摩擦学性能影响的机制。

白口铸铁碳化物的团球化

综述了白口铸铁中碳化物孤立化乃致团球化的几种基本方法，即合金化、变质处理、热处理、控制夹杂物形态以及锻造强韧化等。

钨合金白口铸铁共晶碳化物团球化的研究

针对钨合金白口铸铁脆性大,应用于承受冲击载荷的工况下安全性差,使用范围受到严格限制,探讨了碱金属元素钾、钠对钨合金白口铸铁组织和性能的影响。结果表明:钨合金白口铸铁经钾、钠处理后,共晶碳化物由网状分布变为团块状甚至团球状分布,碳化物明显细化,分布均匀性增大,分析了共晶碳化物团球化的机理。碳化物形态的改善,导致钨合金白口铸铁的冲击韧性和抗冲击磨损能力明显提高。

新型Al-P中间合金对活塞合金中初晶Si的团球化

研制出一种新型 Al- P中间合金 ,结果表明 :该中间合金不仅具有无污染、无渣、操作简便和变质效果稳定等优点 ;而且合理地使用该中间合金时 ,可使初晶 Si晶粒得到团球化 ,提高活塞的金相等级 ,提高质量 ,降低废品率 ,有着广阔的应用前景。

团球γ+(Fe,Mn)_3C/γ钢基自生复合材料的磨损机理及临界载荷确定

利用 MPX- 2 0 0 0型主轴盘销式磨损试验机和扫描电子显微镜 ( SEM)研究了团球 γ+ ( Fe,Mn) 3 C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料 ( EAMC)在干摩擦磨损工况下的滑动磨损特征 .试验表明 ,EAMC的磨损过程存在跑合与稳态磨损 2个阶段 ,跑合阶段中主要发生奥氏体基体的强烈塑性变形与流动 ,稳态磨损阶段中的磨损机制主要为剥层磨损 .团球共晶体作为主要的承载物体承受摩擦磨损作用 ,推迟位错集中区的形成和磨粒在对偶件上的积聚 ,能有效地减小 EAMC磨屑的形成和脱落 ,降低 EAMC的磨损量 ,提高 EAMC向严重磨损转变的临界载荷 .修正了颗粒增强复合材料向严重磨损转变的临界载荷判据 ,采用该判据所确定的

镧复合变质团球状碳化物奥氏体－贝氏体中锰钢

采用含镧复合变质剂对中锰钢液进行变质处理，获得一种新型抗磨钢─—团球状碳化物奥氏体－贝氏体中锰钢。经镧变质处理后，铸件等轴晶数量增多、细化，被细化的等轴晶间形成团球状共晶体（合金渗碳体、奥氏体）。在共晶体生长时，镧富集、吸附在共晶体生长界面，控制共晶体生长。

钨合金铸铁碳化物团球化工艺的研究

钨合金铸铁经K、Na变质处理后 ,共晶碳化物由网状分布变成团球状分布 ,碳化物明显细化和分布均匀化。分析了碳化物团球化机理 ,碳化物形态改善导致钨合金铸铁的冲击韧度和抗冲击磨损性能明显提高。变质钨合金铸铁用于制造球磨机衬板 ,使用寿命比高锰钢衬板提高