铈,铝变质奥—贝钢中共晶体异质核心研究

Ｃｅ、Ａｌ复合变质团球状共晶体奥贝钢（简称ＡＢＮＥ钢）中的共晶体是由于Ｃ、Ｍｎ偏析，在凝固后期奥氏体枝晶间形成了渗碳体和奥氏体的伪共晶组织。通过热力学和二维点阵错配度计算，采用透射电镜和扫描电镜观察，发现ＣｅＯ２和ＣｅＡｌＯ３作为共晶体的异质核心而使共晶体球化。     

电磁悬浮熔炼的温度特性

利用一般电磁悬浮熔炼感应器，球形试样悬浮情况下，悬浮力和悬浮试样输入功率表达式，建立了不含悬浮感应器电流的悬浮试样输入功率表达式.利用这些表达式，结合自然对流情况下，球形试样在气体介质中的功率耗散模型，建立了悬浮熔炼工艺参量与悬浮熔炼试样温度之间的关系.以(TbDy)Fe2合金在Ar气保护情况下，在一定工艺条件下的电磁悬浮熔炼为例，得到了电磁悬浮熔炼各种工艺参量与悬浮试样温度的关系.通过对计算结果的分析，结合实际电磁悬浮熔炼特点，得到了降低电磁悬浮熔炼试样最低温度的措施：减小悬浮试样的半径；在能够实现悬浮 关键词： 电磁悬浮熔炼 悬浮力 输入功率 耗散功率     

镧复合变质团球状碳化物奥氏体－贝氏体中锰钢

采用含镧复合变质剂对中锰钢液进行变质处理，获得一种新型抗磨钢─—团球状碳化物奥氏体－贝氏体中锰钢。经镧变质处理后，铸件等轴晶数量增多、细化，被细化的等轴晶间形成团球状共晶体（合金渗碳体、奥氏体）。在共晶体生长时，镧富集、吸附在共晶体生长界面，控制共晶体生长。     

定向凝固界面速率对机械牵引速率的响应

通过传热分析,给出了定向凝固过程中界面速率对机械牵引速率的响应函数,指出在低速凝固条件下,界面速率可以视为与牵引速率相等;而在高速凝固时界面速率相对于牵引速率存在滞后现象.两个速率保持同步的上限值受到冷却环境、试样尺寸、合金热物理性质等的影响.液相前沿的温度梯度与冷却介质、加热方式以及合金体系有关.在此基础上,分析了实现稳定的亚快速定向凝固的条件.     

团球共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料的干摩擦磨损行为研究

利用MPX—2000型主轴盘—销式摩擦磨损试验机和扫描电子显微镜研究了团球状共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料(EAMC)的干摩擦磨损行为．结果表明，根据EAMC的磨损量随载荷变化的关系，可以将其磨损划分为轻微磨损、严重磨损的过渡阶段和严重磨损等3个阶段，前2个阶段的磨损机制主要为磨粒磨损，而第三阶段的磨损机制为氧化磨损．同基体合金奥氏体中锰钢相比，在中、低载荷下，由于硬质相团球状γ (Fe，Mn)3C共晶体强化高韧性奥氏体基体具有基体和增强相的双重特性并发生二者的强韧性耦合，因此EAMC的抗磨性能优于基体合金；在高载荷下，剥落的共晶体使磨损表面产生局部变形，降低氧化激活能，使得EAMC的耐磨性降低．团球共晶体增强相可以有效减小试盘和试销的热量线扩散长度，增大摩擦热的散失空间，从而降低摩擦表面温度；此外，团球共晶体有利于EAMC在较高温度下依然保持室温时的强度，故EAMC发生严重磨损的外载荷高于基体合金奥氏体中锰钢．     

冲击磨损下团球状共晶体奥-贝钢磨损表面层组织的变化

采用ＭＬＤ－１０型磨损试验机、扫描电镜和透射电镜等研究了冲击磨损条件下团球状共晶体奥－贝钢磨损表面组织的变化。结果表明：奥－贝钢的冲击磨损表层中存在非晶态组织和纳米级晶粒;磨损亚表层中存在大量位错马氏体和形变贝工体组织;奥－贝钢从亚表层到磨损表面方向的硬度逐渐增加,具有梯度分布特征,能够有效抵抗磨料的冲击和凿削作用,同时磨损亚表层中的位错、形变马氏体和贝氏体组织具有很好的强韧性匹配,可抑制高冲击下     

镧复合变质团球状碳化物奥氏体—贝氏体中锰钢

采用含镧复合变质剂对中锰钢液进行变质处理，获得一种新型抗２磨钢－团球状碳化物奥氏体－贝氏体中锰钢。经镧变质处理后，铸件等轴晶数量增多、细化，被细化的等轴晶间形成团球状共晶体（合金渗碳体、奥氏体）。在共晶体生长时，镧富集、吸附在共晶体生长界面，控制共晶体生长。     

钇基重稀土合金变质团球γ+(Fe,Mn)3C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料

采用Y基重稀土合金变质处理钢液,通过影响钢液中C, Mn 等合金元素的偏析和相的生成,从而控制钢液凝固组织,在铸态下获得团球γ+(Fe, Mn)3C共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料(AMGE). Y基重稀土合金增大C, Mn 元素的偏析,使凝固后期初生奥氏体枝晶间小熔池中的成分达到共晶反应区,在非平衡凝固条件下生成γ+(Fe, Mn)3C共晶体.干摩擦磨损试验表明,在中、低载工况下AMGE的磨损量比基体合金奥氏体中锰钢低1～3倍,并且AMGE发生严重磨损时的载荷高于基体合金.     

连续铸造铜单晶的晶体取向与竞争生长

本文采用自制单晶连铸设备和X射线衍射方法研究连铸铜单晶的晶体取向与竞争生长.结果表明,在晶体演化过程中逐渐淘汰的晶面为(311)、(200)和(111),最后单晶生长的晶面为(200),连铸铜单晶的晶体生长方向为[100],晶体取向[100]与晶轴的偏离度小于10°.单晶生长时固液界面向熔体呈凸出形状,这有利于晶体生长过程中的竞争和淘汰.还发现了连铸铜单晶取向在一定范围内,并不是唯一取向的单晶.