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通过不同的热处理淬火温度改变铸造Fe—B—Ti合金的组织,探讨了铸造Fe—B—Ti合金不同组织与性能的关系。试验结果表明:淬火温度较低时,硼化物变化较小,网状分布趋势明显;淬火温度较高时,硼化物断网和团聚化趋势明显加快。淬火温度1050℃时,硼化物网状特征消失,基本上都变成了团块状、颗粒状和杆棒状分布。随着淬火温度升高,硬度和韧性增加,超过1000℃,硬度和韧性变化不明显。淬火温度1050℃时,综合性能良好。 相似文献
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高硼低碳铁基合金凝固组织研究 总被引:10,自引:2,他引:8
借助光学显微镜、扫描电镜、电子探针显微分析仪和X衍射分析等手段,研究了B含量>1wt%和C含量<0.2wt%的Fe-B-C铸造合金的凝固组织及合金元素的分布特征.研究发现,Fe-B-C铸造合金的凝固组织由硼化物、铁素体和珠光体组成,而且硼化物全部是Fe2B,显微硬度达到1430-1480HV,硼化物沿晶界呈网状分布.随着凝固冷却速度增加,凝固组织和硼化物明显细化.研究还发现,快速冷却条件下,硼化物数量减少,铁素体有增加趋势.另外,硼主要分布在硼化物中,基体中分布甚微. 相似文献
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针对线材轧机导卫板使用寿命短,更换频繁,严重影响轧钢产品的产量和质量,开发了含0.1%~0.4%C、0.8%~2.5%B、0.5%~1.5%Ti、0.8%~1.2%Cr和0.5%~1.2%Hn的铸造Fe—B-Ti合金导卫板,并借助光学显微镜、扫描电镜和X衍射分析等手段,研究了Fe—B—Ti合金的凝固和热处理组织,在此基础上测试了Fe—B—Ti合金热处理后的力学性能、耐磨性和抗热疲劳性能。结果发现,铸造Fe—B—Ti合金的凝固组织由金属基体和硼化物组成,1000℃淬火后基体转变成了强韧性好的板条马氏体,硼化物成孤立状分布,具有良好的强韧性、耐磨性和抗热疲劳性能,用于制造导卫板,使用效果明显优于高镍铬合金钢和高铬铸铁导卫板,且生产成本大幅度降低。 相似文献
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耐磨铸造Fe-B-C合金的研究 总被引:29,自引:0,他引:29
借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射分析等手段,研究了硼(B)含量>2.0%和碳(C)含量<0.2%的铸造 Fe-B-C合金的凝固组织及热处理后的组织和性能.铸造Fe-B-C合金的凝固组织由Fe2B、铁素体和珠光体组成,硼化物呈网状沿晶界分布.Fe-B-C合金经950℃正火处理后,局部出现断网现象,基体组织全部转变为板条马氏体,硬度大幅度提高, HRC接近60,冲击韧度大于10 J/cm2,动态断裂韧度大于30 MPa·m1/2.在干滑动磨损条件下,Fe-B-C合金的耐磨性优于镍硬白口铸铁和GCr15、Cr12MoV等合金钢,与高铬白口铸铁相当.Fe-B-C合金熔炼简便、铸造性能好,且不含Ni 和MO等昂贵合金元素,具有较低的生产成本. 相似文献
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利用光学显微镜,扫描电镜,电子探针显微分析仪,X衍射分析和硬度测试等手段,研究了淬火温度对铸造Fe-B-Al合金显微组织及硬度的影响。结果表明,铸造Fe-B-Al合金的凝固组织主要由铁素体、珠光体和枝晶间连续分布的网状Fe2B组成。经过900~1100℃淬火后,共晶硼化物出现断网,随淬火温度提高断网现象愈加明显,在1100℃淬火时基体转变为马氏体,网状硼化物基本断裂,并成孤立分布;在900~1050℃淬火时,硬度在37~39 HRC波动但变化不大;在1100℃淬火时,硬度出现突变,达到54.1 HRC。 相似文献
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铸造Fe-B-G合金组织和性能的基础研究 总被引:6,自引:4,他引:6
借助光学显微镜、扫描电镜、电子探针显微分析仪和X衍射分析等手段,研究了含1.5%~2.0%B、0.4%~0.7%C的铸造Fe-B-C合金的凝固组织及合金元素的分布规律,并测试了铸造Fe-B-C合金的力学性能.结果显示铸造Fe-B-C合金的凝固组织主要由珠光体、马氏体、铁素体和高硬度的Fe2B组成,硼元素主要分布在硼化物中,基体中分布甚微.铸造Fe-B-C合金正火处理后可以获得马氏体加Fe2B组成的双相组织,硬度大于60HRC,冲击韧性大于8 J/cm2. 相似文献
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热处理对耐磨铸造Fe-C-B合金组织及性能的影响 总被引:5,自引:1,他引:5
用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和销盘式磨损试验机研究了硼含量0.5wt%~2.0wt%和碳含量≤0.2wt%的铸造Fe-C-B合金热处理后的组织和性能,并对铸造Fe-C-B合金进行了销盘磨粒磨损试验.试验结果表明:铸造Fe-C-B合金的凝固组织为Fe2B相和珠光体、铁素体基体,Ee2B相呈鱼骨状和网状分布.Fe-C-B合金经950~1100℃水淬 200℃回火处理后,局部出现断网现象,基体全部转变为板条马氏体.随着淬火温度增加,Fe2B相断网现象明显,基体中会出现少量片状马氏体.铸造Fe-C-B合金热处理后的硬度为55~60 HRC,冲击韧度大于10 J/cm2,动态断裂韧度大于30 MPa·m1/2.在120目石英砂磨粒磨损条件下.Fe-C-B合金的耐磨性优于高锰钢,比高铬白口铸铁稍低. 相似文献
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热处理对Fe-B-C合金显微组织和性能的影响 总被引:3,自引:0,他引:3
研究含1.4%~2.0%B和0.4%~0.6%C的Fe-B-C合金凝固过程和凝固组织以及不同淬火加热温度下的显微组织、力学性能和耐磨性的变化规律.结果表明,Fe-B-C合金凝固组织由Fe2B、Fe3(C,B)和Fe23(C,B)6等硼化物及马氏体、珠光体和铁素体等金属基体组成.淬火后硼化物局部断网且无硼化物新相出现,基体全部转变成马氏体,硬度大于55HRC.随淬火温度升高,Fe-B-C合金硬度增加,冲击韧性变化不明显.Fe-B-C合金在静载销盘磨损和动载冲击磨损条件下,都具有优异的耐磨性,且淬火温度变化对耐磨性无明显影响. 相似文献
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《中国铸造装备与技术》2019,(5)
研究了不同位向硼化物的Fe-B铸造合金的组织与磨损性能,讨论了合金基体与硬质硼化物的磨粒磨损交互作用。结果表明:定向凝固Fe-B铸造合金主要由珠光体、铁素体以及共晶硼化物组成。在磨粒磨损试验中,当硼化物择优生长方向[002]晶向垂直于磨损面时,铁硼合金的相对耐磨值最大,此时基体与硼化物的协同相对耐磨性在Fe-B铸造合金总体相对耐磨性中占比最大为20.9%。 相似文献
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Fe-Cr-B-C堆焊合金的显微组织及耐磨性 总被引:6,自引:1,他引:6
采用药芯焊丝埋弧堆焊方法制备含有C0.5%~0.7%,Cr9%~12%,B0%~2.25%(质量分数)的堆焊合金。借助光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射和微区EDS分析等手段研究其显微组织及分布形貌。结果表明,其显微组织由铁素体+奥氏体+马氏体+硼化物((Fe,Cr)2B,(Fe,Cr)23(C,B)6,(Fe,Cr)B和(Fe,Cr)3(B,C))等组成,硼化物呈条状、菊花状、块状甚至蜂窝状等形态,不同硼化物数量及其分布形态随硼含量而改变,其中最为典型是(Fe,Cr)23(C,B)6呈菊花状并聚集分布。另外,考察了硼含量对Fe-10Cr-xB-0.6C堆焊合金硬度及耐磨性的影响,耐磨粒磨损试验结果表明,高硼堆焊合金的磨损性优良,当聚集分布的硼化物数量过多,磨粒压入基体及其显微切削运动受到硼化物的有效阻碍,但部分硼化物脱落留下的空洞使其压入切削变易,这使得硼化物与基体的界面结合强度成为影响其耐磨性的一个重要甚至主导因素。 相似文献
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高硼中碳铸造耐磨合金组织和性能的研究 总被引:2,自引:2,他引:0
借助光学显微镜、扫描电镜观察,一次性冲击摆锤试验和销盘磨损试验等手段,研究了w(B)>2.0%和w(C)=0.35%~0.5%的高硼中碳铸造耐磨合金的凝固组织,并对不同热处理后的高硼中碳铸造耐磨合金进行了性能测试.结果表明:高硼中碳铸造耐磨合金的凝固组织主要由初生Fe2B,三元包晶组织(γ-Fe Fe2B Fe3(B,C))和珠光体组成,高硼中碳铸造耐磨合金的耐磨性与其基体马氏体及高硬度的Fe2B密切相关,热处理能显著改善高硼中碳铸造合金的硬度和耐磨性.在高硼中碳合金的冲击韧度与高铬铸铁的相当的前提下,其硬度和耐磨性都大于高铬铸铁,故可以作为一种新型耐磨材料. 相似文献
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《锻压装备与制造技术》2015,(4)
借助光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射分析等手段,研究了碳含量一定的基础上,硼对1050℃正火Fe-0.4C-B合金的组织及磨粒磨损性能的影响规律。结果表明:1050℃正火Fe-0.4C-B合金组织由珠光体+铁素体+含硼碳化物Fe23(C,B)6和Fe2B组成,正火处理没有改变含硼碳化物Fe23(C,B)6在初生奥氏体枝晶间连续网状分布;随着硼含量的增加,1050℃正火Fe-0.4C-B合金试样磨损率先降低后升高,耐磨性先升高后降低,在碳含量0.44%、硼含量2.95%时,耐磨性和高铬铸铁相当。 相似文献
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