高锰钢爆炸硬化

对高锰钢爆炸硬化工艺和硬化机理进行了综述,并对爆炸硬化的研究进展及需要开展的进一步工作作了简单介绍。     

高钒高速钢干滑动磨损性能研究

利用MM-200型滑动磨损试验机测试了高钒高速钢在不同压力下的干滑动磨损性能,借助于扫描电镜对其磨损形貌和组织进行观察,并与高铬铸铁对比考察了其耐磨性和磨损机理。结果表明:高钒高速钢的耐磨性明显优于高铬铸铁,其磨损机理为犁削磨损和疲劳磨损的复合,并且有应力作用下碳化物的脆性碎裂及脱落。     

热处理对高钒高速钢中残余奥氏体量的影响

采用铁磁性法测定了高钒高速钢中残余奥氏体量。研究了淬火温度和回火温度对高钒高速钢残余奥氏体量的影响。结果表明：淬火加热温度升高，残余奥氏体量增加；回火温度升高，残余奥氏体量降低。在试验淬火温度范围(900～1100℃)内450℃以下回火，奥氏体含量变化不明显；回火温度达到550℃时，残余奥氏体含量迅速降低。     

Fe-V-Cr-Mo合金轧辊显微组织及磨损性能研究

对比高铬铸铁轧辊,利用自制的模拟轧辊磨损试验机,研究了不同碳含量的Fe-V-Cr-Mo合金轧辊的磨损性能.结果表明合金轧辊的耐磨性为高铬铸铁轧辊的1.15～5.93倍.随碳含量升高,Fe-V-Cr-Mo合金轧辊中VC的形态由杆状逐渐转变为球状、开花状,基体由铁素体逐渐转变为板条马氏体、片状马氏体和残余奥氏体的复合组织.球状VC及板条马氏体基体有助于耐磨性提高,而大尺寸的开花状VC及低硬度铁素体或高硬度脆性大的片状马氏体基体对耐磨性不利.碳含量约为2.58%时,合金轧辊组织主要由近球状的VC及板条马氏体基体组成,硬度适中,可以同时有效的抵御轧制过程中的显微切削及疲劳磨损,耐磨性最佳,碳含量的过高或过低均导致轧辊耐磨性下降.     

高钒高速钢碳化钒形态的数值化分析

针对碳化钒的不同形态,设计出定量分析软件,并利用形状因子K,实现了高钒高速钢不同碳化物形态数值化处理,当K介于0.785～1.000之间碳化钒形态为团球状;K≤0.223,碳化钒呈开花状.高钒高速钢当碳含量达到4.2%时,K为0.86和当量直径D为0.78μm,碳化物呈团球状均匀分布.     

碳含量对高钒高速钢冲击磨损性能的影响

在含钒量约为10%的条件下,利用自行研制的WM-1型冲击磨损试验机研究碳含量在1.76%～3.65%范围内变化对高钒高速钢冲击磨损性能的影响.结果表明:含碳量低于2.3%,高钒高速钢的基体为铁素体,磨损机理主要是冲刷和塑性变形,耐磨性很差.含碳量达到2.3%后,基体以马氏体为主,耐磨性比低碳的高钒高速钢大幅提高.当碳含量达到3.0%时,耐磨性达到峰值.继续提高碳含量,晶界处以铬钼为主碳化物的量增加,冲击过程中裂纹在该处萌生,产生剥落现象,造成耐磨性下降.     

钢结硬质合金/碳钢界面的组织及性能研究

在烧结温度为1350℃时,采用液相烧结法将爆炸压实后的钢结硬质合金粉末复合在碳钢表面,获得了覆层材料。对界面的组织及性能进行测试,结果表明:界面过渡区的组织为珠光体,有新相M23C6、Fe3W3C生成,剪切强度为106MPa,在覆层/碳钢的界面结合处,存在有覆层的高硬度到钢基体低硬度的狭窄过渡区。     

高钒高速钢连续冷却转变曲线的测定与分析

利用Gleeble1500D型热模拟试验机测定了新型高钒高速钢在1 000 ℃奥氏体化后以不同冷却速率冷却时的相变膨胀曲线,并用Origin软件绘制了该钢的连续冷却转变(CCT)曲线.结果表明:高钒高速钢在连续冷却过程中存在珠光体、贝氏体和马氏体转变;当冷却速率在0.25 ℃/s时,能获得珠光体、贝氏体、马氏体与奥氏体的混合组织;马氏体开始转变的临界冷却速率约为0.5 ℃/s,其开始转变点Ms低于200 ℃,且随着冷却速率的增大而降低.     

Mo_5SiB_2相合金700℃氧化行为

利用放电等离子烧结技术(SPS)制备了Mo_5SiB_2合金。对不同Mo_5SiB_2含量及相对密度的合金做700℃的循环氧化实验。结果表明:随着合金中的Mo_5SiB_2相含量和致密度的增加,其氧化动力学曲线由直线转变为两个不同的阶段,氧化层由挥发性氧化物MoO_3转变为MoO_2。当试样中Mo_5SiB_2含量和相对密度高时,氧化50 h后其表面会被连续的硼硅酸盐玻璃层覆盖,阻碍氧气的内扩散和MoO_3的挥发,表现出良好的抗氧化性能。