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影响钢板的*性的因素很多，有外部条件，如载荷和磨料的类型、大小；也有内在因素，如钢的化学成分、热处理工艺和*状态等。这些因素与*性都有密切的关系，下面分为四个因素ABCD来具体分析探讨一下：

A碳含量

低于共析成分的碳钢，经正火或淬火 回火后，其*性随碳含量的增加而****。碳含量不同的钢，经热处理到相同硬度时，碳含量高的钢其*性较好，*磨料磨损的能力也随碳含量的增加而****。

B合金元素

在低合金钢中，合金元素对*性的影响主要取决于它们的碳化物形成倾向 以及在铁素体中的溶解度。一般来说，不形成碳化物的元素对*性的影响较弱。 但Si虽然不是形成碳化物的元素，但能起到****钢的*性的作用。在硅锰钢和 铬锰钢中，适当增加Si含量对*****性比较显著。

Mn是弱碳化物形成元素，在钢中只和铁及其他碳化物联合形成渗碳体型的 碳化物。在低锰钢中，Mn对*性有所****。在高锰*钢中，Mn起到扩大Υ相区、稳定奥氏体*的作用。一些和钢中碳有较强亲和力的元素，如Cr、Mo、V、 Ti、Nb等，只要钢中有足够的碳，在适当的条件下，就形成各自特殊的碳化物。强 碳化物形成元素是****钢*性的重要元素。

C碳化物

碳化物的类型是影响*性的关键因素。特殊的合金碳化物比普通渗碳体的 *性明显****。例如，当钢中的碳化物形成元素与碳的原子百分比增加时，随着 由普通渗碳体成为特殊碳化物（例如Fe3C—Cr7C3—C*C6)，*性均有明显的****在碳化物相成分不变时，****铁素体中合金元素含量，*性的****并不明 显。但*为马氏体 碳化物的钢，当碳化物形成元素与碳的原子百分比超过特 殊碳化物所必须值时，则产生马氏体合金化，可进一步*****性。因此，为增加钢的*性，可控制Cr、Mo、V的含量w(Cr)/w(C)≈1.8，w(W)/w(W)/≈0.4或1.6；w（V）、w（C）≈1。

此外，钢的*性还与碳化物数量和分布状态有关。当钢中出现网状碳化物， 或各种形状的碳化物沿晶界析出，或大部分基体中缺乏分布均匀的碳化物时，都将 降低*性。

D显微*

钢的化学成分及热处理工艺对爾磨性的影响，****终是以*状态反映出来的。 一般来说，铁素体*的钢*性****差，马氏体*的钢*性较好，下贝氏体*的钢*性z好。经淬火 回火后获得回火马氏体*的钢，比经正火后具有 珠光体 铁素体*的钢*性显著****。采用等温淬火可获得下贝氏体*， 因此在相同的硬度下，又比一般淬火 回火获得的马氏体*具有更高的*性。

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采用Gleeble1500应力/应变热模拟试验机对复合*板进行了高温延塑性测试，通过光学显微镜、拉伸试验机、扫描电镜和X射线衍射分析等，分析其在脆性温度区域的脆性断裂的机理以及硅含量变化对复合*板显微*和力学性能的影响。

复合*板合金主要由α-Mg基体、AlMn相、Mg2Ca相、Al2Ca相和CaMgSi相组成，在1300～600℃的试验温度下，得到了复合*板的热塑性和强度曲线，在750～850℃重熔保温20 min后初晶硅比初始铸态合金中的更大，合金显微*中Si相由粗针状或片状变为细纤维状。随着重熔温度的升高，*600*板价格，初晶硅的颗粒尺寸逐渐减小，在电子束处理后的复合*钢板表面上，硅元素扩散到铝基体中形成单相α固溶体。在750℃重熔后初晶硅反而变粗，保温时间对初晶硅颗粒的尺寸影响不明显，但900℃温度下重熔时效g好，随着Si含量的增加，*600*板厂家，合金中的α-Mg基体*逐渐细化，*600*板厂家，Si含量由1%****到3%会引起三方面变化：一是使α-Mg枝晶变得发达，二是析出的共晶*(Mg2Ca Al2Ca)含量有所减少，三是****CaMgSi相的析出，且CaMgSi相的形貌逐渐由空心块状向针状、再向汉字状演化，β-Mg17Al12相由点状(块状)逐渐转变为网状分布于晶界上，α-Al晶粒数量明显增多，宁波*600*板，且显著细化。

硬度结果表明，复合*板中的初生硅的硬度从中心向边缘呈现梯度分布趋势，Si含量从0.5%增加到1.0%和2.0%时，α-Mg基体晶粒的平均尺寸从25μm分别细化到20μm和10μm，复合*板合金中的共晶硅比初始铸态*中的共晶硅更加细小，使复合*板的力学性能获得显著****，*拉强度σb平均****30~40 MPa，伸长率平均****3%~5%。

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