稀土镁对高硼铁基合金的影响

高硼铁基合金是一种新型的耐磨材料,其特点是以组织中硬脆的共晶硼化物作为材料的耐磨相。但是,由于共晶硼化物在晶界处呈网状分布,破坏了基体的连续性,导致材料韧性偏低。提高该种材料韧性的有效途径便是改善硼化物的形态,文中采用稀土镁对高硼铁基合金进行变质,在热处理条件下,改善了硼化物的形态,将材料的冲击韧度提高了34.6%。     

Ti变质处理对高硼铁基合金组织和性能的影响

借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射分析等手段,研究了Ti变质处理对高硼铁基合金凝固组织和力学性能的影响。结果表明,高硼铁基合金组织由铁素体、珠光体和沿晶界呈网状分布的硼化物组成。经Ti变质处理后,基体组织得到了细化,硼化物变细变短,出现缩颈和断网现象,部分硼化物呈粒状分布。随着Ti含量的增加,硼化物细化和断网现象更加明显,合金的硬度提高不大,但冲击韧度显著提高,当Ti含量为0.4%时,合金硬度为45.0 HRC,冲击韧度为6.2 J/cm~2。     

稀土、氮对高硼铁基合金凝固组织和性能的影响

研究了稀土、氮复合变质处理对含0.26wt％C,2.05wt％B和0.64wt％Ti的高硼低碳铁基合金凝固组织和性能的影响.结果表明,高硼低碳铁基合金的凝固组织中除了有网状分布的Fe2B化合物外,还存在少量TiB2块状组织；经稀土、氮复合变质处理后,组织明显细化且分布均匀性增加,硼化物中出现了多处明显颈缩和断网现象,没有新相出现,其硼化物仍是Fe2B和TiB2；此外,变质处理对高硼低碳铁基合金硬度无明显影响,但明显提高抗弯强度和冲击韧度.最后分析了高硼低碳铁基合金凝固组织和性能变化的原因.     

铜对高硼铁基合金性能的影响

高硼铁基合金中由于硼的存在,加入的锰、铬等用来增加淬透性的元素大部分形成了硼化物,影响了材料的淬透性。而且由于高硼铁基合金中的硼化物导热性能不好,也会影响到材料的淬透性。本文通过添加铜来研究其提高材料淬透性的效果。铜在钢中的作用与镍类似,可以提高钢的淬透性,含量适当时可以提高钢的冲击韧度。在硼钢中,铜的加入可以提高硼在钢中的溶解度,从而可以改善硼钢晶间硼化物的形态,提高钢的力学性能。在高硼铁基合金中,铜不与硼反应,而且不溶于硼化物中,可以充分发挥其增加淬透性的作用。实验结果表明,铜可以有效的增加高硼铁基合金的淬透性,并且可以提高其冲击韧度。     

硼含量对高硼铁基合金组织和性能的影响

借助Leica图像分析仪,对硼含量0.5%3.0%和碳含量约0.4%的高硼铁基合金经1000℃x2h水淬,200℃回火4h处理后,进行了硼碳化合物数量分析;并在ML-10销盘式磨损试验机和MLD-10动载冲击磨损试验机上进行了二体磨损和三体磨损试验.试验结果表明硼含量对硼碳化合物的体积分数的影响呈γ=7.078 e0.822x指数曲线变化;在二体磨损试验条件下,高硼铁基合金的耐磨性优于高铬铸铁,硼含量越高耐磨性越好;在三体动载磨损试验条件下,硼含量低于1.5%的高硼铁基合金的耐磨性优于高铬铸铁,而硼含量大于1.5%的高硼铁基合金的耐磨性比高铬铸铁稍差.     

锰对高硼铁基合金凝固组织的影响

设计了2%、4%、6%、8%、10%5种锰含量的高硼耐磨合金钢,研究了凝固过程和锰含量对铸态组织及力学性能的影响。结果表明,高硼耐磨合金的铸态组织由树枝状基体组织和共晶组织(γ+硼化物)构成;随着锰量的增加,树枝状基体组织的含量呈下降趋势,硼碳化合物量变化不大;随着锰含量的增加,材料的硬度在HRC 45～65变化,呈现先上升后下降的趋势;冲击韧度在1.5～3.0 J/cm~2波动,呈现先下降后上升的趋势。     

淬火温度对轧辊用高硼铁基合金组织和力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、摆锤式冲击试验机和维氏硬度计等研究了淬火温度对高硼铁基合金轧辊材料组织和力学性能的影响。结果表明:高硼铁基合金淬火态基体组织为马氏体,基体中鱼骨状(M₂(B,C))、层片状(M₂C)、长条状(M₃(B,C))和颗粒状(M(B,C))等形态的硼碳化物呈断开趋势。与铸态组织相比,其中层片状硼碳化物的变化最为明显,其形态由致密粗大的连续状转变为松散细小的颗粒状,减小了对基体的割裂作用;高硼铁基合金淬火组织中硼碳化物的类型未发生变化,但是其析出量随淬火温度的升高而减少。高硼铁基合金淬火态硬度和冲击性能较铸态明显提高,其基体硬度和冲击性能随淬火温度的升高而增加,而宏观硬度随淬火温度的升高呈现出先增加后降低的趋势;淬火温度为1050 ℃的宏观硬度最大,为63.1 HRC,淬火温度为1150 ℃的冲击吸收能量最大,为10.9 J。     

高硼铁基合金在不同铸型中凝固的组织与力学性能

高硼铁基合金在熔模壳型和金属铸型中凝固时,铸态组织都是由树枝状基体和共晶硼化物Fe2B组成.随熔体冷却速率增加,枝晶晶粒尺寸减小,硼化物形态从熔模壳型时的鱼骨状变为金属铸型时的筛网状,硼化物在组织中分布的均匀性增加,但其化学组成没有改变.经1030℃保温2 h,水淬以及200℃回火1 h后,两种铸型铸造试样的基体大部分转变为板条状马氏体;熔模壳型铸造试样的硼化物形态基本保持不变,而金属铸型铸造试样的硼化物粒化.热处理后,金属铸型铸造试样的力学性能高于熔模壳型铸造的试样,其硬度提高5.9%,抗拉强度提高17.5%,冲击韧度提高60%.     

碳化硼对粉/丝复合堆焊高硼铁基合金组织结构的影响

为了探讨合金元素B,C对高硼铁基堆焊合金组织结构、裂纹敏感性的影响,采用粉/丝复合堆焊技术配合不同B₄C含量合金粉体制备高硼铁基堆焊合金,通过显微组织结构、微区成分、显微硬度及宏观硬度试验检测,分析不同B,C元素含量及配比的堆焊合金组织与性能. 结果表明,高硼铁基堆焊合金由α-Fe,Fe₂B,Fe₃(C,B)相组成,随着B₄C的添加,初晶岛状α-Fe消失,菱形初晶Fe₂B、粒状Fe₃(C,B)析出,鱼骨状、条状共晶状组织α-Fe+Fe₂B体积分数趋于减小并消失,菊花状α-Fe+Fe₂B+Fe₃(C,B)包晶组织成为堆焊合金的主体. 高硼铁基合金中硼、碳的含量及配比是影响堆焊合金组织结构、裂纹敏感性的原因之一,约30%合金粉体(含35%硼铁粉、5%B₄C)配合约70%H08Mn2Si焊丝获得的堆焊层,可有效抑制堆焊裂纹的出现,并可获得稳定的高硬度值66 HRC.     

稀土对高阻尼铝基合金组织和性能的影响

通过复合添加,研究了复合稀土含量对Al-Zn阻尼合金显微组织、力学性能及阻尼性能的影响.研究表明,复合稀土元素以化合物形式存在于晶界处时,在一定程度上改变了晶界的结构状态,合金的显微组织明显细化,能显著提高合金的力学性能和阻尼性能.其中,成分最优化合金的性能为σb=285.6 MPa,硬度118.3HB,Q-1=2.28×102.     

含Al量对锌基合金力学性能的影响

研究了五种不同铝含量的锌基合金在100℃和200℃时的高温力学性能,并与室温力学性能进行了比较.结果表明:在室温下ZA45具有较高的力学性能; 而ZA50则具有较高的高温力学性能.     

高硼铸造耐磨合金研究的进展

在介绍了普通铸造耐磨钢铁材料存在着韧性和耐磨性不足的基础上，提出了用含有高韧性马氏体和高硬度硼化物的高硼铁基铸造耐磨合金取代普通铸造耐磨钢铁材料的设想，着重介绍了高硼铸造耐磨合金的成分、组织、性能及其应用，指出了高硼铸造耐磨合金研究和应用中存在的问题，最后提出了开发高硼铸造耐磨合金值得重视的若干问题。     

稀土硼复合变质对马氏体硅锰铸钢强韧性的影响

通过微观组织分析、冲击韧度、硬度等力学性能的测定、实际生产和装车试验证实，采用稀土-硼复合变质的SiMn钢代替传统高锰钢生产拖拉机履带板，不仅使用温度范围广，而且成本低，寿命高，具有明显的经济效益和社会效益。     

稀土Gd对Mg-Nd-Zn-Zr镁合金组织和性能的影响

以Mg-Nd-Zn-Zr合金为基础,通过调整Nd和Zn的含量进行合金成分优化设计,并在新选择的较优成分点通过加入合金化稀土元素Gd,研究了Gd对Mg-Nd-Zn-Zr镁合金铸造组织和力学性能,尤其对高温力学性能的影响.研究发现,Mg-Nd-Zn-Zr镁合金铸态组织由á-Mg基体和Mg12Nd化合物组成.加入合金化稀土元素Gd后,NG31试验镁合金中没有形成三元相,但铸态组织中枝晶问分布的Mg12Nd化合物变得更加细小均匀.经过固溶处理后,Mg-Nd-Zn-Zr试验镁合金铸态组织中枝晶间以及晶界上的化合物完全溶入基体,而NG31试验镁合金在晶界上还有一些颗粒状的化合物.在时效处理时该化合物会以细小弥散的化合物从á-Mg基体中析出.无论Mg-Nd-Zn-Zr镁合金还是NG3l试验镁合金,T6态热处理后都具有优良的室温力学性能,抗拉强度分别达到275 MPa和280 MPa,屈服强度也分别保持在158 MPa和165 MPa.随着Nd含量的增加和Zn含量的降低,Mg-Nd-Zn-Zr镁合金的抗拉强度和屈服强度升高,延伸率也随之增加.随着Gd的加入,抗拉强度和屈服强度升高,而延伸率却有所下降.同时,在所有的测试温区内NG31的高温瞬时抗拉强度和屈服强度都高于Mg-Nd-Zn-Zr试验镁合金.NG31试验合金在250℃的抗拉强度仍然保持在215 MPa,屈服强度仍能够达到155 MPa,甚至还高于200℃时的屈服强度(141 MPa).     

稀土变质处理及合金化对高锰钢组织结构的影响

对高锰钢进行稀土变质处理 ,并加入 5%Cr ,有效改变了析出碳化物的形态 ,获得了以M2 3C6为主 ,弥散分布的颗粒状碳化物。通过组织、结构及微区成分分析 ,对高锰钢合金化及变质处理的作用进行了探讨     

稀土变质及热处理对低铬半钢力学性能的影响

从改变碳化物形貌的角度研究了稀土变质处理与热处理之间的协同作用。结果表明，综合运用稀土变质处理和热处理工艺是改善低铬半钢共晶碳化物的形貌，提高综合力学性能的有效途径。     

稀土元素Gd对Mg-Y-Zr合金组织和高温力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射、高温力学性能测试等对3种合金的显微组织与力学性能进行了分析,研究了Gd元素对合金显微组织及高温力学性能的影响。稀土元素Gd和Y以Mg5Gd、Mg3Gd和Mg24Y5相存在于铸态组织晶界,这些相均具有很好的耐热性,是主要的强化相。试验合金经挤压+T6时效峰值处理后,合金中会析出弥散强化相β′(cbco)和β(Mg5Gd,fcc),且随Gd含量的提高,弥散析出相增多,在时效过程中形成的析出相对位错运动和变形产生很大的阻力。1#、2#、3#合金在300℃拉伸时强度分别为192.7 MPa、245.3 MPa、252.8 MPa。高温力学性能测试表明,Gd元素添加量的增加,使合金高温抗拉强度得到了较大提高。     

Effect of homogenization temperature on microstructure and mechanical properties of low-carbon high-boron cast steel

The effects of quenching treatment on the microstructure, hardness, impact toughness, and wear resistance of low-carbon high-boron cast steel (LCHBS) containing 0.15–0.3 %C, 1.4–1.8 %B, 0.3–0.8 %Si, 0.8–1.2 %Mn, 0.5–0.8%Cr, 0.3–0.6%Ni, and 0.3–0.6%Mo have been investigated by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), and transmission electron microscopy (TEM), and via an electron probe microanalyzer (EPMA), X-ray diffraction (XRD) analysis, impact tester, hardness tester, and wear tester. The as-cast matrix of LCHBS consists of pearlite and ferrite. There is 8–10 vol.% Fe₂(B, C) type borocarbides in the matrix. The micro-hardness of Fe₂(B, C) is 1430–1480 Hv. Fe₂(B, C) shows no obvious change and the matrix completely transforms into lath martensite upon quenching at 900 °C to 1100 °C. The microhardness of the matrix and the macrohardness of the LCHBS sample show a slight increase with an increase of homogenization temperature. When the homogenization temperature exceeds 1050 °C, no distinct change in the hardness is observed. The change of homogenization temperature has no apparent effect on the impact toughness of LCHBS. The mass losses of LCHBS increase distinctly when the wear load increases. The homogenization temperature is less than 1000 °C and the wear rate of LCHBS decreases with an increase of temperature. The wear rate does not display any obvious change after exceeding a homogenization temperature of 1000 °C.