ELECTRON MICROSCOPE STUDY ON δ EUTECTOID IN HIGH SPEED STEEL

本文利用扫描电镜和透射电镜研究了高速钢中δ共析体的形态、结构及共析奥氏体的转变过程。结果表明,高速钢铸态组织中的δ共析体是由沿不同位向生长的棒条状组织,其外围有一明显的碳化物壳层。δ共析碳化物为横截面呈方形的棒条状M_6C,δ共析奥氏体在冷却过程中分解为珠光体组织。     

Fe-Mo-C合金铸态组织的电镜观察SCIEI

运用TEM和SEM研究了Fe-13%Mo-0.8%C合金铸态组织的形态和结构。结果表明:Fe-Mo—C合金枝晶芯部δ共析组织很少,而出现一些小共晶;共晶碳化物为骨骼状的M_6C,共析碳化物为棒条状的M_6C。     

奥氏体化保温时间对高速钢工作辊组织和耐磨性的影响

制备了高碳高钒系高速钢辊环，通过SEM、EDS、XRD分析以及硬度测量研究了奥氏体化保温时间对高碳高钒系高速钢轧辊材料的组织和耐磨性的影响。结果表明，随着奥氏体化保温时间的增加，在铸造过程中形成的M3C型碳化物逐渐溶解或向M2C型碳化物转变；MC型碳化物在晶内逐渐析出，且随着奥氏体化保温时间的延长逐渐圆整为粒状或棒状。在奥氏体化保温过程中，M2C型碳化物按如下公式发生分解：M2C＋γ-Fe→MC＋M6C；未溶的大块M3C型共晶碳化物是高速钢试样耐磨性差的原因，随着奥氏体化保温时间的增加晶内不断析出的MC型碳化物是高速钢试样耐磨性提高的主要因素；长度〈100μm、宽度〈20μm的条状碳化物在磨损过程中不易脱落。     

含少量钼、钛18/8Cr-Ni不锈钢中δ-铁素体的恒温分解

用金相方法研究了含少量钼、钛18/8 Cr-Ni不锈钢中δ-铁素体在900°—550℃恒温分解的过程。观察到在分解产物中没有σ-相。δ-铁素体分解形态及其机构随分解温度而有所不同。当分解温度高于750℃时,先析出奥氏体γ′,继之在未转变的铁素体中,才沉淀出碳化物。分解温度低于650℃时,则先析出碳化物,随后才出现有奥氏体γ′。介乎750°—650℃之间,δ-铁素体通过共析转变方式分解为碳化物及γ′。共析分解未能进行到底,在残留的铁素体中,有奥氏体γ′析出,由于合金元素分配的关系,δ→γ′的转变不久亦停止。在试验过程中,观察到电解磨光后,在碳化物未全部溶解或δ-铁素体已发生分解的样品表面上,出现有马氏体。用同佯手续制备1300℃固溶处理(碳化物全部溶解)的样品,则没有出现马氏体。初步认为马氏体的出现是由于电解磨光过程中产生自由表面所引起的。但是这种表面马氏体的形成似亦与奥氏体的含碳量有关,其形成机构尚待进一步的研究。     

THE DECOMPOSITION OF δ-FERRITE IN A 18/8 STAINLESS STEEL CONTAINING 0.34% Ti AND 0.24% Mo

用金相方法研究了含少量钼、钛18/8 Cr-Ni不锈钢中δ-铁素体在900°—550℃恒温分解的过程。观察到在分解产物中没有σ-相。δ-铁素体分解形态及其机构随分解温度而有所不同。当分解温度高于750℃时,先析出奥氏体γ′,继之在未转变的铁素体中,才沉淀出碳化物。分解温度低于650℃时,则先析出碳化物,随后才出现有奥氏体γ′。介乎750°—650℃之间,δ-铁素体通过共析转变方式分解为碳化物及γ′。共析分解未能进行到底,在残留的铁素体中,有奥氏体γ′析出,由于合金元素分配的关系,δ→γ′的转变不久亦停止。 在试验过程中,观察到电解磨光后,在碳化物未全部溶解或δ-铁素体已发生分解的样品表面上,出现有马氏体。用同佯手续制备1300℃固溶处理(碳化物全部溶解)的样品,则没有出现马氏体。初步认为马氏体的出现是由于电解磨光过程中产生自由表面所引起的。但是这种表面马氏体的形成似亦与奥氏体的含碳量有关,其形成机构尚待进一步的研究。     

喷射成形高速钢热处理过程中碳化物的演变

研究了喷射成形高速钢在热处理过程中碳化物的演变。结果表明,使用喷射成形工艺生产高速钢可消除偏析,获得均匀微观组织和碳化物分布,喷射态组织由片状M2C碳化物和均匀分布的球形MC碳化物组成。锻造退火后,亚稳态M2C碳化物完全分解为M6C和MC碳化物。淬火后组织为马氏体、残留奥氏体与未溶碳化物,高温回火后,大量细小弥散的二次碳化物从基体中析出,产生二次硬化效应,使材料具有极高硬度和良好冲击韧性。热处理后喷射成形高速钢具有优异的使用性能。     

快速凝固水雾化高速钢粉末的凝固特征

理论计算表明,水雾化M3/2高速钢粉末的平均冷却速率在105-107K/s之间.粉末颗粒的凝固组织主要以等轴晶为主,碳化物以空间网络状分布于等轴晶的晶界处.粉末基体组织以奥氏体为主,仅小粒径粉末基体由奥氏体与δ铁素体组成.碳化物主要为立方MC型和密排六方M2C型.     

GCr15钢中的离异共析转变

利用Gleeble 3500型热模拟实验机,测定了GCr15钢共析转变温度区间。通过扫描电镜和硬度测试,研究了奥氏体化温度和时间对碳化物颗粒形态及分布的影响,分析了GCr15钢共析转变过程中的显微组织变化及其影响因素。结果表明:GCr15钢不完全奥氏体化,有助于离异共析转变的发生。在共析转变温度区间存在一临界点,从共析转变开始点到该临界点,GCr15钢共析转变的主要方式为离异共析转变,直接形成球状珠光体组织;从临界点到共析转变结束点,共析转变过程中出现片状珠光体,在此区间内,随温度的下降,片状珠光体转变逐渐趋于主导。利用离异共析转变,GCr15钢可直接获得完全的球状珠光体组织,碳化物平均尺寸为1. 35μm,布氏硬度为181 HBW左右,球化时间可缩短到6.5 h。     

外加磁场对离心铸造高速钢轧辊组织和性能的影响

为改善高速钢轧辊的凝固组织以提高其使用性能,在离心铸造过程中引入磁场,研究了不同磁场强度对高速钢轧辊凝固组织的影响.结果表明,施加磁场后,高速钢轧辊凝固组织中残留的奥氏体含量降低;随着磁场强度的增加,凝固组织中共晶碳化物断网倾向增强,碳化物的类型也发生改变,其硬度值不断增大;当磁场强度达到0.15 T时,轧辊组织中的碳化物类型为M7C3、M2C和MC,MC型碳化物细小弥散,共晶碳化物断网情况最为理想,维氏硬度值最大.     

含钼复相不锈钢中X-相的形成

17/5/6 Cr-Ni-Mo不锈钢经1100℃水淬后含40%的δ-铁素体。高温保留下来的铁素体极为不稳定,加热至550°—1000℃在δ—铁素体内发生了一系列的变化。δ-铁素体分解产物的性质视加热温度而定,在700°—1000℃主要为X-相,在550°—700℃主要为Fe_3No_3C及(Cr,Fe,Mo)_(23)C_6。X-相形成的形态及其机构亦随加热温度而有所不同。在900°—1000℃δ-铁素体通过共析转变方式分解为X-相及奥氏体γ′δ-共析组织先在γ/δ,δ/δ相界成核然后逐渐向铁素体内部推进。在1000℃粒状的δ-共析组织居多,温度稍低则出现较多的层状组织。在700°—900℃X-相成核后,奥氏体γ′未能及时成核,因而当X-相的沉淀进行到一定阶段后,δ→γ′的转变才开始。在600℃保温观察到在奥氏体基体有马氏体的形成,这个现象可能与碳化物在低温的沉淀有关。     

不同冷却方式对20Mn2SiVB钢组织和性能的影响

对20Mn2SiVB钢在两相区不同温度加热后经不同的冷却方式进行处理,并研究了该钢的组织和性能。结果表明,该钢在冷却过程中组织均为未溶的先共析铁素体、从奥氏体中析出的共析铁素体、少量的无碳化物贝氏体、粒状贝氏体和马氏体。拉伸试验表明,20Mn2SiVB钢在800℃奥氏体化后经风冷可取得最佳的力学性能。     

THE FORMATION OF CHI PHASE IN A Mo-BEARING STAINLESS STEEL

17/5/6 Cr-Ni-Mo不锈钢经1100℃水淬后含40％的δ-铁素体。高温保留下来的铁素体极为不稳定,加热至550°—1000℃在δ—铁素体内发生了一系列的变化。 δ-铁素体分解产物的性质视加热温度而定,在700°—1000℃主要为X-相,在550°—700℃主要为Fe_3No_3C及(Cr,Fe,Mo)_(23)C_6。 X-相形成的形态及其机构亦随加热温度而有所不同。在900°—1000℃δ-铁素体通过共析转变方式分解为X-相及奥氏体γ′δ-共析组织先在γ/δ,δ/δ相界成核然后逐渐向铁素体内部推进。在1000℃粒状的δ-共析组织居多,温度稍低则出现较多的层状组织。在700°—900℃ X-相成核后,奥氏体γ′未能及时成核,因而当X-相的沉淀进行到一定阶段后,δ→γ′的转变才开始。 在600℃保温观察到在奥氏体基体有马氏体的形成,这个现象可能与碳化物在低温的沉淀有关。     

超细晶过共析钢的纳米球状珠光体转变

过共析钢在奥氏体化温度下加热后空冷或炉冷将会产生片状珠光体组织和网状渗碳体,在超细晶条件下得到了不遵循这一规律的固态相变新现象。本实验采用高能球磨快速烧结方法制备了超细晶过共析钢块体试样,通过控制球磨时间控制烧成试样晶粒度。结果表明：当球磨时间超过40 h,烧结后试样晶粒细化到2～4μm的量级,试样空冷无法得到片状珠光体,经共析转变得到纳米级球状渗碳体和铁素体组织,渗碳体球的尺寸在10～100 nm范围。热力学分析表明,晶粒细化导致原奥氏体中碳化物形核率增加,尺寸较小的粒状碳化物相对于片状碳化物具有更大的形核动力;动力学分析表明,晶粒细化导致钢中碳扩散速度提高,层片状珠光体的长大受到抑制,共析转变中珠光体更易长成为粒状。     

奥氏体形成机制

以T8等钢为例研究并综合分析了珠光体逆共析转变为奥氏体的过程和机制,指出,奥氏体是碳或各种化学元素溶入γ-Fe中所形成的固溶体。奥氏体在铁素体／渗碳体相界面形核,也可在珠光体领域交界处和原奥氏体晶界上形核。奥氏体以体扩散形式长大。奥氏体形核及长大过程中可同时吞噬铁素体和渗碳体,或只吞噬铁素体片长大,或吞噬铁素体较快,而吞噬渗碳体较慢,完成逆共析转变,最后剩下部分渗碳体。为减少相变积累的畸变和缓和应变能,而调整生长方向,形成了孪晶。奥氏体中存在未溶碳化物,需继续溶解和均匀化。     

热处理对高速钢W6Mo5Cr4V3Co8组织和性能的影响

采用OM,SEM,EDS,TEM以及力学性能试验,研究了热处理工艺对不同尺寸规格的粉末冶金高速钢W6Mo5Cr4V3Co8微观组织和力学性能的影响。结果表明,区别于普通高速钢,粉末冶金高速钢微观组织中没有大颗粒尺寸共晶碳化物,退火组织中碳化物均匀、细小,颗粒尺寸小于3μm。因此,不同尺寸规格钢材以及不同截面方向的组织都保持着高度的一致性;试验钢在1080～1180℃较宽的温度范围内淬火都能够获得67 HRC以上的硬度。淬火后的组织为马氏体+残留奥氏体+未溶碳化物,淬火奥氏体晶粒尺寸非常细小;经过高温回火后,试验钢存在明显的二次硬化效应,二次硬化峰出现在520℃。二次硬化现象是由残留奥氏体转变和合金碳化物析出共同作用的结果,TEM分析显示,试验钢经高温回火析出的二次硬化碳化物包含VC;冲击韧性试验结果表明,不同截面尺寸粉末高速钢的冲击韧性基本相当,同一钢材其横向和纵向的冲击韧性相差不大。     

电磁连续铸造法制备高速钢复合轧辊

进行了高速钢复合轧辊的电磁连续铸造实验,在工艺参数匹配得当的情况下,制备出了外观形状规整、振痕轻微,内部组织致密,结合面质量良好的辊坯。分析结果表明,辊坯从外到内依次为激冷凝固层、枝状晶区、界面结合区和辊芯金属区。外层高速钢主要是马氏体+贝氏体+残余奥氏体+合金碳化物组织,其中的共晶碳化物呈迷宫状、短条状和粒状,辊芯为珠光体+沿晶界析出的少量铁素体,晶粒细小。双金属复合界面的结构主要由扩散层、激冷凝固层和柱状晶区组成。     

铝合金化超高碳钢的球化工艺研究

在超高碳钢 (UHCS)中添加铝 ,利用成分不均匀奥氏体的加热控制 ,可以实现奥氏体在冷却过程中先共析碳化物在基体上弥散析出。这些弥散分布的碳化物颗粒在共析转变前的等温过程中长大 ,其尺寸由等温时间和等温温度控制。随后进行淬火和高温回火处理 ,得到了理想的球化组织。新的球化工艺为 870℃透烧 ,在 780℃等温保持 1 5h淬火 ,然后 6 5 0℃× 2h回火。该工艺与普通等温球化工艺相比 ,使超高碳钢具有高的屈强比     

高速钢激光表面熔凝层的显微结构SCIEI

本文对W_(18)Cr_4V高速钢进行激光表面熔凝处理,采用光学显微镜和透射电镜分析表明,熔凝层组织为极细的树枝晶。部分枝晶中心保留有δ铁素体。枝晶内为孪晶马氏体和少量位错马氏体,孪晶马氏体上沿孪晶面M_(23)C_6碳化物呈薄片状共格析出。枝晶臂间为富W,V和Cr合金元素的奥氏体和M_6C碳化物。     

少量铈对高硼高速钢微观组织与力学性能的影响

借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪研究少量铈对高硼高速钢微观组织和力学性能的影响。结果表明:少量铈的添加能显著提高高硼高速钢的冲击韧性和磨损性能,其冲击韧性值(ak)由6.7 J/cm2增加到14.3 J/cm2,少量铈的存在使高硼高速钢中鱼骨状硼碳化物基本消失,大部分羽毛状硼碳化物熔断,粒状硼碳化物增多,硼碳化物分布更加均匀,初生奥氏体晶粒明显细化。     

合金元素对铸造过共析钢在热处理后的组织的影响

<正> 采用高分辨率的射线显微镜,观察过共析铸造轧辊钢在加热时碳化物的溶解过程和冷却时的析出过程,研究它的组织转变动力学。研究表明,在选择过共析铸造轧辊钢的热处理规范时,为了保证获得均匀分布的碳化物,必须考虑到沿奥氏体晶界分布的网状渗碳体在850～950℃温度范围中溶解问题。在具有低含量的碳化物形成元素的钢中,在这温度范围不溶解共晶渗碳体。随着加热温度从850℃提高到1100℃,表面开始发生强烈的石墨化,显示出