流变铸造半固态亚共晶高铬铸铁组织形成研究

采用倾斜板冷却体法制备了亚共晶高铬铸铁半固态浆制．研究了亚共晶高铬铸铁半固态球状品的形成条件及规律。结果表明：通过控制合适的浇注温度．并对充型前的金属液进行激冷处理，同时对过冷的金属液施加适当的振动，可以获得球形或近球形的先共晶奥氏休非枝晶组织；在带有倾斜板冷却体的低温浇注情况下金属液的冲刷、流动及振动使熔体获得了均匀的溶质场和温度场．抑制了发达的先共晶奥氏体枝晶的形成，为获得球状品提供了条件。     

半固态高铬铸铁组织形成研究

研究了高铬铸铁Cr20Mo2半固态浆料的组织形成规律.结果表明当搅拌时间为5～6 min时,可以获得尺寸大小为50～80 μm、固相率为40%～50%的球状先共晶奥氏体的半固态浆料,这样的半固态浆料便于从搅拌室底孔中放出;电磁搅拌使高铬铸铁Cr20Mo2熔体获得均匀的温度场和溶质场,拟制了发达的先共晶奥氏体枝晶的形成,为球状晶的获得奠定了基础;电磁搅拌引起细小先共晶奥氏体枝晶出现强烈的温度起伏和枝晶臂根部熔断是获得球状晶粒最重要的原因.     

半固态灰铸铁球状初晶的形成

用控制铸造法获得了亚共晶半固态灰铸铁球状组织.用液淬法研究了无任何搅拌和其他处理条件下的球晶形成过程.结果表明,球状初生奥氏体自熔体中直接析出,并以球晶生长,而非由枝晶演化或枝晶破碎而来.这一特点与灰铸铁熔体进入铸型前过热大量散出带来的整体过冷、固相间熔体成分的均匀性和已凝固体的界面稳定性有关.     

倾斜板角度对亚共晶高铬铸铁半固态组织的影响

采用倾斜板冷却体法对亚共晶高铬铸铁进行半固态成形,研究了倾斜板角度对亚共晶高铬铸铁半固态组织的影响规律。结果表明:倾斜板角度过大或过小都将使得组织中的初生奥氏体较粗大、圆整度较小。当倾斜板角度较小时,金属液的流速相对较慢,枝晶与枝晶和枝晶与金属液间的冲刷、碰撞、剪切作用较小,晶粒易于长大,导致枝晶状初生奥氏体比较多。当倾斜板角度较大时,金属液流速相对较快,金属液在倾斜板上流动的时间相对较短,枝晶间以及枝晶与金属液间的冲刷、碰撞、剪切作用时间相对较短,导致枝晶状初生奥氏体也比较多。当倾斜板角度为45°时,制备的亚共晶高铬铸铁初生奥氏体的尺寸最小,圆整度最高。     

过共晶球铁中奥氏体枝晶形貌分析

采用着色腐蚀金相显示球铁中奥氏体枝晶，借助扫描电镜观察球铁缩松区形貌，研究了过共晶球铁中奥氏体枝晶形貌特征、分类及形成条件。结果表明，过共晶球铁中奥氏体枝晶具有典型三维空间结构，可分两种类型，即初生枝晶和晕圈枝晶。过冷度是影响枝晶析出的显著性因素，铸件模数ＭＣ增加，枝晶数量减少，形态趋于不发达，由初生枝晶向晕圈枝晶过渡。     

铸态亚共晶高铬铸铁重熔时先共晶相的演变

通过观察常规铸态亚共晶高铬铸铁在固液区间等温重熔过程中先共晶奥氏体形貌的变化情况,研究其演变规律及机理。结果表明,在等温重熔过程中,网状枝晶的粗化、熔断和晶粒的球化、合并长大是先共晶奥氏体演变的4个主要阶段。在较低温度下重熔,其演变过程以枝晶长大粗化及熔断为主,奥氏体枝晶网状结构难以完全消除;在较高温度下重熔,组织的演变过程以晶粒的球化及合并长大为主。在适当温度下(1330℃)保温一定时间(35min)可以获得较为圆整且尺寸均匀分布的先共晶奥氏体组织,但加热温度过高,保温时间过长,奥氏体晶粒会严重长大粗化。     

过共晶球铁凝固过程中奥氏体的生长方式与形貌特征

采用着色腐蚀技术显示出过共晶球铁中的高温凝固组织，观察分析过共晶球铁凝固过程中奥氏体的生长方式与形持征。结果表明：在非平衡凝固条件下，过共晶球铁凝固时通常会析出初生枝晶和晕圈枝晶，其形成条件主要与冷却速率和熔体的过冷有关。随铸件模数Mc增大，枝晶数量减少，二次臂间距显著增大，形态趋于不发达，由初生枝晶向晕圈枝晶过渡。当Mc≤0.3cm时，二次臂间距的实测值与理论预测值基本吻合。初生石墨球周围往往形成环状封闭奥氏体壳；共晶前期石墨球周围形成封闭或不封闭的框架奥氏体壳；共晶后期石墨球往往被周边生长着的共晶奥氏体所包覆，最终成为共晶奥氏体的一部分。     

过共晶球墨铸铁中石墨球周围奥氏体壳的形成机制

有用着色腐蚀技术，可清晰地显示出过共晶球墨铸铁中的高温凝固组织，观察分析了石墨球周围奥氏体壳（奥氏体壳是奥氏体枝晶的一部分）的形成机制。结果表明，初生枝晶和晕圈枝晶交替生长，促成石墨球周围奥氏体壳的形成；奥氏体以石墨生长面（0001）为衬底形核、生长，在初生石墨球周围形成环状封闭奥氏体壳；共晶前期石墨球在枝晶臂间或框架中形核、生长、尔后为枝晶高次臂所包围，形成封闭或不封闭的框架奥氏体壳。共晶后期石墨球不形成奥氏体壳。     

浇注温度对半固态亚共晶高铬铸铁初生奥氏体的影响

利用倾斜板冷却体法制备了亚共晶高铬铸铁半固态浆料,并且研究了不同浇注温度对半固态亚共晶高铬铸铁初生奥氏体的影响。结果表明,浇注温度低时,合金熔液获得的过冷大,初生奥氏体大量形核,颗粒细小、圆整;随着浇注温度的升高,合金获得的过冷减小,初生奥氏体形核率降低,液相原子扩散能力提高,长大机率增加,初生奥氏体明显长大,且朝枝晶状生长,颗粒尺寸变大、圆整度差、枝晶发达;当浇注温度进一步升高时,液相原子扩散能力再次加强,使得初生奥氏体周围液相的溶质浓度均匀,颗粒生长没有明显的方向性,初生奥氏体颗粒粗大、圆整。     

共晶、亚共晶蠕铁结晶生长过程

本文通过采用定向凝固技术,观察共晶、亚共晶蠕铁结晶生长过程。结果表明,共晶蠕铁熔体中只有球状雏晶形态一种,球墨雏晶的初始畸变在熔体中发生,蠕墨共晶团形成于液固界面的糊状区;而亚共晶蠕铁熔体中则有球状和虫状两种雏晶形态,球墨雏晶与奥氏体树枝晶接触后。发生初始畸变,共晶团在熔体中初始形成,液固界面糊状区则大量出现。     

对球铁石墨畸变的认识

对球铁生产中经常爱生的各种畸形石墨的产生原因进行探讨。指出球状石墨畸变都是在石墨长大过程中，由于各种因素引起奥氏体壳破裂而造成的。提出防止球墨畸变的措施是：(1)严格控制球化剂的成分和加入量；(2)对微量元素的含量要严格控制；(3)球化处理温度不宜过高；处理后铁液停留时间不宜太长；孕育要适当；(4)浇注后应使铸件快速冷却。     

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。     

Semisolid structure for M2 high speed steel prepared by cooling slope

Effects of cooling slope angle and the temperature of molten metal on the globular structure of M2 high speed steel after holding at the semisolid state have been investigated. The globular structure was achieved by pouring the molten metal at 1595 °C on the ceramic cooling slope with the length of 200 mm and the angle of 25°. The globular structure of M2 high speed steel in the form of rolled–annealed and as cast condition after holding at semisolid state has been achieved. The size of globular grains of cooling slope sample was smaller than that of the rolled–annealed and as cast samples. Solid particles of rolled–annealed sample after holding at semisolid state had better roundness compared with cooling slope sample. Dissolution of carbides in the austenite phase at grain boundaries leads to formation of globular particles in the semisolid state. MC-type and M₆C-type eutectic carbides reprecipitate during cooling cycle along grain boundaries.     

半固态高铬铸铁初生相的形貌及其定量分析

为改善高铬铸铁组织中初生枝晶奥氏体的形貌,采用倾斜冷却体法制备了奥氏体明显细化、圆整的半固态高铬铸铁坯料.在冷却体斜度及熔体在其表面流经长度不变的条件下,通过改变浇注温度获得三组不同半固态成型温度所对应的凝固组织,并借助Leica图像分析仪分别定量分析了初生奥氏体的形状系数和等效直径的变化特征.研究工作表明:采用本方法可明显改善奥氏体的形貌,浇注温度的变化对半固态组织有较大影响.     

Formation mechanism of spheroidal carbide in ultra-low carbon ductile cast iron

The formation mechanism of the spheroidal carbide in the ultra-low carbon ductile cast iron fabricated by the metal mold casting technique was systematically investigated. The results demonstrated that the spheroidal carbide belonged to eutectic carbide and crystallized in the isolated eutectic liquid phase area. The formation process of the spheroidal carbide was related to the contact and the intersection between the primary dendrite and the secondary dendrite of austenite. The oxides of magnesium, rare earths and other elements can act as heterogeneous nucleation sites for the spheroidal carbide. It was also found that the amount of the spheroidal carbide would increase with an increase in carbon content. The cooling rate has an important influence on the spheroidal carbide under the same chemical composition condition.     

影响铸铁凝固组织的隐形因素(Ⅰ)

铁液在高于某一温度时，有利于Fe3C生成；在低于某一温度时，Fe3C不稳定，有自发分解为Fe和C的倾向。其临界温度受化学成分及其它因素的影响。铸铁的遗传性包含结构信息保留、成分遗传效应和物性特征保存。更换炉料、多种炉料搭配使用、进行针对性处理、熔液过热等是改善不良遗传性的途径。在同一温度条件下，石墨在熔液、奥氏体和铁素体中的溶解度都比渗碳体的溶解度低；奥氏体-石墨共晶和共析反应温度也都高于奥氏体-渗碳体的共晶和共析反应温度。硅有利于石墨的析出，使Fe—Fe3C介稳定系向Fe—C稳定系转变。所有石墨化元素均降低介稳定共晶温度，而提高稳定共晶温度，并使两者间距扩大。凝固相图反映铸铁在实际条件下的温度-成分-组织关系，其特征界限可依熔化工艺、熔液处理、冷却速度的改变而移动。商业铸铁实际上都在非平衡冷却条件下按共生区概念依凝固相图进行凝固。在过冷条件下，即使是共晶或过共晶成分铸铁，其组织中也可能存在亚共晶枝晶(奥氏体)。     

发热保温冒口套的结构优化

应用Procast软件对发热保温冒口套和冒口套中金属液的温度场进行数字模拟,并分析了发热保温冒口套在凝固过程中的燃烧情况.及其对金属液温度的影响.并对生产实际浇注过程中冒口套的燃烧情况进行观察,发现可通过优化发冒口套中发热材料的分布,可有效地降低发热保温冒口套的生产成本.     

Some Properties of a Boronised Spheroidal-graphite Cast Iron

Abstract

Boronising treatment of spheroidal graphite cast iron was investigated by means of electrolysis in a molten salt mainly consisting of B₂O₃, K₂O and Na₂O at various temperatures and over different periods of time. The microhardness and the thickness of boride layers were measured and the distributions of B, Si and C on the surface of specimens were observed by an X-ray microanalyser. Microscopic examination and the results of X-ray microanalysis showed that the boride layer consisted of two layers; an outer FeB layer and an inner Fe₂B layer. The microhardness of these boride layers were approximately HVN 1500–1800. The thickness of the boride layer increased in proportion to the square root of treatment time at constant temperature. The activation energy for diffusion of boron in the specimen was 19.5 kcal/mol, as obtained from the slope of Arrhenius plots.

A Si rich layer was formed in a region outside the boride layer in specimens after boronising. Moreover, graphite formation was observed in the Si rich layer in specimens boronised at austenitising temperatures for a prolonged time. Graphite formation in the Si rich layer can be considered to be a consequence of the precipitation of carbon, during the cooling process after boronising, which diffused from spheroidal graphite to the austenite matrix at the boronising temperature. Large amounts of graphite formed in the Si-rich layer resulted in a crack passing through these graphite particles.