核心形状对石墨球化的影响

研究了低碳球铁中球状石墨的内部结构及核心形状，探讨了核心形状对石墨球化的影响规律。研究表明。核心的存在是石墨形核长大的基础，而核心形状对石墨的最终形状起着至关重要的影响；球形或接近球形的石墨核心长大后大多都能保持原来的球状，形状不规则的核心，则很难长大成为圆整的球状石墨。但是，铁水中如果只有气泡或球形核心存在，而没有足够的粘度、压力、过冷度和较高的表面能以及吸附等其它充分条件的配合，这些核心仍然很难长大成为球状石墨。也就是说，凡是有利于铁水中形成球形核心，并有利于这种核心在各个方向均匀生长的因素。都可看作是促进石墨球化的因素，反之亦然。研究还表明，表面活性元素的球化和反球化作用不是绝对的，在一定条件下它们可能会相互转化。传统理论中认定的球化和反球化元素，实际上并非在各种不同条件下都能促进或破坏球化。因此。有必要根据实际情况对球化元素与反球化元素进行重新界定。     

含镀铜石墨颗粒铜基复合材料研究

采用化学镀铜工艺在石墨颗粒表面镀上一层金属铜,通过粉末冶金方法制备了铜/石墨复合材料,研究了石墨颗粒表面铜镀层在不同处理温度下的球化问题和改善复合材料界面结合的作用效果.结果表明,石墨颗粒表面铜镀层有利于改善铜基石墨复合材料的界面结合,使复合材料力学性能提高;处理温度较高时,表面铜镀层有熔融球化的趋势,当复合材料烧结温度超过石墨镀铜层的完全球化温度时,镀铜石墨粉改善界面结合的效果逐渐降低,直至消失.     

球墨铸铁件表面球化衰退的研究

研究了呋喃树脂砂对球墨铸铁件表面球化衰退的影响,并对球墨铸铁件表面产生球化衰退的机理进行了分析。结果表明,球铁件表面球化衰退层具有片状石墨及蠕虫状石墨的特征,表面球化衰退主要是由于苯磺酸受热气化进入熔融金属表面消耗表面层内残留的有效Mg引起的,氧也可能进入熔融金属表面消耗表面层内残留的有效Mg引起表面球化衰退。球铁件表面球化衰退片状石墨区消耗的有效Mg可能以MgS和MgO的形式存在。表面球化衰退层厚度随着浇注温度的升高、苯磺酸固化剂含量的增加及再生砂含量的增加等而增加。     

化学气相沉积金刚石微球的生长机制研究

采用微波等离子体化学气相沉积法,在过饱和碳离子浓度条件下,在单晶硅衬底上制备了球形结构的多晶金刚石微球,通过控制沉积气压与温度的变化,研究了金刚石由石墨生长区向纳米晶的球形结构、再到具有良好结晶性的金刚石生长区的过渡过程。结果表明:沉积气压与温度的升高导致微球的粒径增大,微球由sp3、sp2键共存相转变为较纯的金刚石相;在一定的碳离子过饱和度和气压、温度范围内,微球的形成主要受二次形核过程的控制。气压和温度升高后,微球呈<110>取向生长,微球的形成主要受（111）面高密度孪晶和层错缺陷的控制,揭示了化学气相沉积金刚石不同生长区内二次形核机制与孪晶层错机制诱导的金刚石微球的生长过程。      

片状石墨微观形貌及结构的SEM,TEM观察与分析

应用扫描电子显微镜和透射电子显微镜观察了普通铸铁中太石墨的表面形貌及金属薄膜中片状石墨的透射形貌像，并应用选区电子衍射方法研究了片状石墨的结构特征。试验结果表明，片状石墨在长度方向具有片层状微观形貌，在局部区域有许多台阶结构。微小的石墨片之间存在着许多层错，表面形成许多解理阶。     

GW93镁合金磁控溅射类石墨镀层的耐蚀性

通过对铸造GW93镁合金表面非平衡磁控溅射沉积的类石墨镀层的交流阻抗谱和塔菲尔曲线的电化学研究,定量分析了类石墨镀层的耐蚀性,并用失重法对电化学测试结果进行了进一步验证.利用扫描电镜(SEM)研究了类石墨镀层表面微观结构对其耐蚀性的影响.结果表明,非平衡磁控溅射类石墨镀层由Cr层,过渡层和C层组成,薄膜生长方式为岛状生长.类石墨镀层在本底真空度为8.8×10-3 Pa时,可将GW93镁合金的电化学阻抗提高到5.0×1019Ω,自腐蚀电位提高到-0.940 V,从而改善镁合金的耐蚀性.本底真空度是影响GW93镁合金磁控溅射镀类石墨镀层耐蚀性一个重要因素,真空度越大,其耐蚀性越好.     

微量元素偏析对厚大断面球铁石墨形态的影响

分析了厚大断面球铁件石墨畸变的形成原因及影响因素,浇注了400mm×400mm×450mm的试块研究微量元素偏析对石墨形态的影响。结果表明：开花状石墨的中心部存在Mg、Al、La、Ca、S等元素的富集,这些元素的富集破坏了石墨生长的稳定性;而晶界上V、Ti的偏析和球化元素Mg或RE等氧化形成的氧化夹杂,破坏了奥氏体壳的稳定性,造成石墨畸变;在铁液中添加微量Sb,凝固过程中Sb偏析于石墨—奥氏体界面上,可有效抑制或减缓C向石墨球扩散,限制石墨球生长,抑制石墨球畸变。     

球墨铸铁等离子束合金化高钒高速钢涂层的组织和性能研究

利用高能等离子束对球墨铸铁表面进行表面合金化高钒高速钢涂层,获得了从表至内依次为类高钒高速钢-白口铁-球铁的梯度材料。采用OM,SEM,XRD和显微硬度计对球墨铸铁改性层的组织形貌、显微硬度进行了分析。研究结果表明:等离子改性层主要分为合金层,熔凝层,热影响区和基体,其中合金区组织主要为团球、块状的MC、M7C3、Cr23C6碳化物以及马氏体和残留奥氏体;熔凝区为亚共晶白口铸铁层而热影响区出现了包围石墨球的马氏体壳组织。合金层最高硬度为HV0.2956.5,是基体的4.78倍。合金层硬度的增加主要归于硬质碳化物相的析出强化,以及合金元素的固溶强化和等离子束快速加热快速凝固导致的细晶强化。     

钢件表面特殊多相复合层的研究

采用金属徐覆铸造技术,同时渗入石墨化元素j'1．W化物生成元素,在铸钢件表面生成4～smm厚含有球状石墨和合金碳化物的特殊多相复合层。石墨球所占面积百分比为2．19％,合金碳化物所占面积百分比为24％。合金碳化物主要是Cr7C3其形态为菊花状、条状和断续网状。在重载干滑动磨损条件下,该复合层具有非常好的耐磨性能。     

球墨铸铁凝固显微组织的元胞自动机模拟

改进了前期工作建立的多相元胞自动机(multi-phase cellular automaton,MCA)模型,模拟以离异共晶方式凝固的球墨铸铁的显微组织演化.在模型中采用局部溶质平衡法计算石墨和奥氏体的生长动力学,并在石墨的生长模型中考虑石墨与Fe的密度比.该模型可以模拟出与实验观测相符合的显微组织形貌.应用该模型模拟分析了石墨与奥氏体的相互作用和竞争生长机制,讨论了冷却速率对凝固结束时石墨球大小和尺寸分布的影响,将模拟结果与实验结果进行了比较.结果表明:奥氏体的析出促进邻近石墨在液相中的生长;奥氏体和石墨两相的生长受C扩散控制;当石墨被奥氏体包围后,生长速度减慢.此外,随着冷却速率的增大,凝固时间缩短,石墨球平均半径减小,不同冷速条件下石墨球尺寸分布的变化规律与实验结果吻合较好.     

工作电流对球墨铸铁表面等离子束硬化组织和性能影响

研究了丁作电流对球墨铸铁表面等离子束硬化组织和性能的影响规律.结果表明:通过调整电流的大小可实现球墨铸铁表面的微熔硬化处理和同态相变硬化处理;工作电流增大,熔凝层和硬化层的深度、宽度增加,硬化层的最大硬度值先升后降;球墨铸铁表面等离子束熔凝硬化后,熔凝区石墨相消失,其室温组织为细小的变态莱氏体+残余奥氏体,相变硬化区的组织为隐针马氏体+残余奥氏体+球状石墨+铁素体,过渡区组织为针状马氏体+变态莱氏体+包围石墨球的马氏体壳;从表面沿深度方向显微硬度分布呈现先降后升,达到最高值后又缓慢下降的趋势,且出现包围石墨球的马氏体壳组织,其硬度高达1068.5HV0.1,对提高耐磨性有利:最高显微硬度出现在距表面有一定距离的次表层,且在熔凝Ⅸ和相变硬化区间有一软化区.     

厚断面球墨铸铁件组织与性能分析

浇注了厚大断面球墨铸铁试块,借助光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪及拉伸试验机分析了厚断面球墨铸铁件表面及心部的微观组织和力学性能,探讨了其形成机理。结果表明,现有试验条件下近表层区域凝固速度快,石墨球数量较多、球径较小,中心或热节部位石墨畸变严重,为减少或抑制石墨畸变,微合金化的同时还应强化冷却;Mg、Sb、S及RE等的化合物是球状石墨核心的主要组成物,这些元素在石墨球周围的富集使各个面或方向的生长趋于球形;凝固速度对试块中各位置的抗拉强度和屈服强度影响不同,其断裂为石墨与基体处形成裂纹不断扩展所致。     

石墨表面化学气相沉积SiC及C涂层的制备

以C3H8和CH3SiCl3（MTS）为先驱体原料,用化学气相沉积法在石墨基体表面分别制备了C涂层、SiC涂层。采用X射线衍射仪和扫描电镜分析了两种涂层的成分和表面微观形貌,研究了温度和气体流量对涂层微观形貌的影响。结果表明,当C3H8＋N2流量为140 L/h,沉积温度为1300℃时,石墨基体表面可获得致密度较高的C涂层,而且涂层比较平整、均匀,而流量为160 L/h时涂层比较粗糙。当MTS＋H2流量为60 L/h、沉积温度1100℃时在石墨基体表面可以形成致密的SiC涂层,1300℃时生长的SiC晶体形貌发生改变,涂层厚度增加,表面有较多圆形凸起。当MTS-H2气体流量增大可使SiC涂层晶粒尺寸增大,但大流量易产生涂层剥落。采用C和SiC共沉积涂层作过渡层,涂层与石墨基体界面结合增强;SiC涂层与石墨基体之间存在厚度较大的过渡区域,过渡区域平均厚度约2μm。     

球墨铸铁石墨球核心组成及形核机制的研究

通过浇注相同球化剂、不同孕育剂处理的球墨铸铁楔形和激冷试样,采用FE-SEM对石墨球核心的形貌、尺寸、物相组成进行分析,对核心物质与石墨的失配度进行计算.结果表明,石墨球核心形状各异,主要有球形、锥形以及片状.核心的尺寸为0.6～7μm.核心物质主要由硫化物、氧化物、碳化物等组成.石墨球异质核心既有单个核心结构,也有双重和多重核心.大部分核心物质与石墨的失配度6低,可以直接成为石墨形核衬底,但SiO2与石墨失配度高,需要SiC结合才能间接成为石墨形核衬底.     

石墨含量对TC4钛合金微弧氧化膜的影响

在硅酸钠+磷酸钠体系溶液中添加不同含量的石墨粉,以其为氧化液对TC4钛合金进行表面微弧氧化。通过扫描电子显微镜、能谱仪、X射线衍射仪及摩擦磨损试验机,研究了石墨含量对TC4钛合金微弧氧化膜表面形貌、元素分布、相组成及摩擦系数的影响。结果表明,石墨含量的增加对TC4钛合金表面微弧氧化膜的形貌无太大影响,氧化膜层呈多孔结构,膜层表面有块状石墨颗粒分布;膜层中的Ti、P、O元素含量相对稳定,Si、C元素含量略有波动;膜层主要由TiO2和Ti组成,石墨对膜层中TiO2的形成有一定的阻碍作用;微弧氧化膜中的石墨颗粒能够起到一定的减摩作用,随着石墨含量的增加氧化膜的平均摩擦系数从0.85降至0.54。     

Cf／ZrC—ZrB2-SiC—C超高温陶瓷复合材料的显微结构表征

利用X-射线衍射、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对Cf／ZrC-ZrB2-SiC-C超高温陶瓷复合材料的相组成、纤维／热解碳层的界面特征和超高温陶瓷基体的显微结构特征进行了表征。在碳纤维表面有一层厚度为2～3μm石墨化程度较高的热解碳界面层,该界面层可以避免采用PIP工艺制备超高温陶瓷基体时可能对碳纤维造成的损伤。热解碳层与碳纤维之间为弱机械结合,其界面间分布着20～30nm的ZrC纳米颗粒。Cf／ZrC—ZrB2-SiC—C超高温陶瓷复合材料基体主要由ZrC,ZrB2,SiC和石墨相（Cg）组成。基体中石墨的（002）面沿着ZrC,ZrB2或SiC的表面生长。在石墨与ZrB2和石墨与SiC的界面没有观察到取向关系,界面处既没有反应层也没有非晶相存在。在石墨与ZrC之间存在ZrC（111）／／Cg（002）,ZrC[110]／／Cr[010]的取向关系。ZrB,和SiC之间也没有界面反应和非晶层存在。     

固相扩散反应制备TiC致密陶瓷层增强灰铸铁基表面复合材料

利用钛板复合与原位反应相结合的方法,在灰口铸铁表面制备了TiC致密陶瓷层增强灰口铸铁表面复合材料,对复合材料的微观组织、反应过程中各元素的分布及扩散过程、扩散动力学等进行了研究。结果表明,灰口铸铁表面TiC致密陶瓷层的形成主要依靠钛板中的Ti原子和石墨片中溶解析出的C原子的扩散与原位反应。TiC陶瓷层的厚度与保温时间之间满足抛物线关系,随着保温时间的延长,陶瓷层的生长速率下降。     

石墨的球状生长--球墨铸铁基础理论的最新发展(二)

球形晶体的结晶学条件要求雏晶必须有大量辐射对称的小角分枝;此外,这些小角度分枝应具备“规则分枝”特征（即相同的生长习性与生长速度）。在众多球化理论中,缺陷生长理论较符合球形晶结晶学原理,而石墨的缺陷生长与溶液结晶时的过冷有密切关系,化学成分、冷却速度等工艺因素都通过动力过冷、成分过冷、热学过冷影响石墨螺型缺陷决定最终生长成的石墨形状。对石墨球在奥氏体晕圈（壳）包围下生长过程进行了研究。用彩色金相方法揭示出奥氏体壳的形成过程并将奥氏体壳分为快封闭、慢封闭、不封闭三种类型,讨论了它们与石墨畸变的关系。快封闭的奥氏体壳保证得到圆整的石墨球,慢封闭与不封闭都使石墨形成畸形。     

石墨颗粒表面化学镀铜研究

为了充分利用Cu的导电性能，碳石墨的润滑性能，改善Cu/C的润湿性，用化学镀铜的方法成功地对石墨颗粒表面进行镀覆，详细地研究了镀铜液组分及工艺与石墨颗粒表面镀铜层厚度、沉积速率的关系，并得出较好的组分工艺方案，采用优化工艺可以得到平均厚度约7．1μm的镀铜层。同时应用X射线、金相显微镜、扫描电镜及电子探针对镀铜层的厚度、表面形貌、镀铜层与基体的界面进行了全面观察。分析表明，Cu/C界面存在过渡层，界面成锯齿状，机械冶金结合的特征十分明显，改善了铜碳界面的相溶性。     

树脂自硬砂型对球铁件表面组织的影响

研究了用对甲苯磺酸和磷酸作固化剂的树脂自硬砂型对球铁件表面组织的影响；结果表明，用对甲苯磺酸作固化剂的树脂砂型生产球铁件时，会在铸件表面出现片状石墨层；用磷酸作固化剂的树脂砂型生产球铁件时，当磷酸加入量过多或旧砂反复使用时，会在铸件表面出现磷共晶组织。