大型中间轴55钢锻件晶粒度控制研究

针对55钢中间轴锻件极易发生粗晶的问题,对55钢进行了820~980℃温度下的奥氏体粗化试验,以及770~920℃温度下的正火试验,研究导致该材料晶粒严重粗化的临界温度以及不同正火温度对其微观组织的影响。结果表明:当温度加热到950℃时,55钢晶粒严重粗化;正火温度在860℃时,可以在细化晶粒的同时,消除网状铁素体,获得良好的组织形态。基于研究结果改进中间轴锻造及正火工艺,有效解决了无损检测粗晶的问题。

高强汽车中锰钢的热压缩变形行为研究

目的为第三代汽车中锰钢工业化生产的加工工艺制定提供参考。方法采用Gleeble-3800型热力模拟试验机对汽车用中锰钢进行了变形温度900~1150℃、应变速率0.1~20 s^(-1)的热压缩变形处理(变形量为50%),基于不同热压缩变形条件下的应力应变数据建立中锰钢的流变应力本构方程,并对本构方程进行应变补偿,验证考虑应变补偿的流变应力本构方程预测值与试验结果的一致性。结果应变速率不变时,中锰钢的峰值应力随着变形温度的升高逐渐减小;变形温度不变时,中锰钢的峰值应力随着应变速率的增大整体逐渐增大。在变形温度900~1150℃、应变速率0.1~20 s^(-1)的条件下,汽车用中锰钢考虑应变补偿的流变应力的散点预测值与实测值吻合较好;进行应变补偿处理后,汽车用中锰钢流变应力本构方程的相关系数为0.986,绝对平均误差3.36%,相较于未考虑应变补偿的流变应力本构方程,考虑应变补偿后相关系数变大,绝对平均误差变小。结论考虑应变补偿的流变应力本构方程可以对汽车用中锰钢热压缩变形过程中的流变行为进行准确预测。

替打环用30Cr2Ni2Mo钢中低温回火性能研究

通过光学显微镜、拉伸试验、冲击试验等方法,研究了回火温度对替打环用30Cr2Ni2Mo钢组织和力学性能的影响。结果表明:在220~450℃区间回火,30Cr2Ni2Mo钢硬度由51.3HRC降至45.9HRC,屈服强度从1359MPa降至1299MPa,抗拉强度从1673MPa降至1492MPa,屈强比从0.81升高至0.87,冲击吸收能量整体走势几乎呈水平线,在250℃时出现高点值为31.7J。

SA-765 Gr.Ⅱ钢过冷奥氏体的连续冷却转变行为

为了深入了解SA-765 Gr.Ⅱ钢在冷却过程中的相变行为和组织演变规律,采用FTF-340型Formastor-FⅡ型全自动相变测定仪测定了SA-765 Gr.Ⅱ钢在不同冷却速度下的膨胀量-温度曲线,使用切线法确定了临界转变温度点,并结合金相检测与硬度测试,绘制出了试验钢的CCT曲线,并分析了冷却速度对其显微组织、显微硬度和CCT曲线的影响。结果表明:试验钢的临界转变温度A_(c1)为729℃,A_(c3)为830℃。在冷速为0.05~0.1℃/s时,主要发生铁素体和珠光体转变;在冷速为0.2~1℃/s时,主要发生铁素体、贝氏体和珠光体转变;在冷速为2~5℃/s时,主要发生铁素体和贝氏体转变;在冷速为10℃/s时,只发生贝氏体转变;在冷速为30~45℃/s时,主要发生贝氏体和马氏体转变。SA-765 Gr.Ⅱ钢的维氏硬度由冷却速度为0.05℃/s时的164 HV2缓慢增加到2℃/s时的207 HV2,后又快速增加至45℃/s时的365 HV2。

特大型替打环用钢HG80的连续冷却相变行为

通过Formastor-F II热膨胀相变仪对HG80钢在连续冷却过程中的热膨胀曲线进行测定,结合微观组织和维氏硬度绘制其连续冷却转变曲线(CCT曲线),分析不同冷却速度对其组织转变的影响。结果表明:在连续冷却过程中,HG80钢发生了奥氏体向铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体的相变;当冷却速度小于0.1℃/s时,HG80钢的组织为铁素体和珠光体,此时显微硬度较低,为214 HV2;当冷却速度为0.3~0.5℃/s时,组织为铁素体、珠光体和贝氏体,显微硬度增加到240 HV2;当冷却速度升高到3℃/s时,组织为铁素体和贝氏体,显微硬度为299 HV2;当冷却速度为5~20℃/s时,组织为贝氏体和马氏体,显微硬度快速增加;当冷却速度大于20℃/s时,只发生马氏体转变,显微硬度达到最高,为571 HV2。

新型Cr-Mo-V热作模具钢的高温断裂机制

通过高温拉伸试验研究了新型Cr-Mo-V钢的高温断裂行为,探究不同拉伸温度(25~700℃)下试验钢的热力耦合区(断裂区)和热应力区(夹持区)的组织演变和碳化物分布特征,揭示钢中碳化物的种类、分布及尺寸与高温断裂行为之间的关系,阐明新型Cr-Mo-V热作模具钢在高温变形过程中裂纹附近显微组织的演化机制。结果表明:随着拉伸温度的升高,试验钢的抗拉强度和屈服强度降低,伸长率和断面收缩率升高,断裂方式由脆性断裂向韧性断裂转变,脆性断裂向韧性断裂的转变温度约为400℃;在高温变形过程中,试验钢的位错密度降低,回火马氏体发生分解、回复、再结晶及晶粒长大,M_(7)C_(3)和M23C6碳化物沿晶界析出长大,少量的细小颗粒状MC碳化物在晶内弥散分布;由于外力作用对变形区做功将导致变形区温度高于拉伸温度,这为断口附近细小碳化物回溶、大尺寸碳化物的长大提供热力学条件,导致热力耦合区小尺寸碳化物减少,大尺寸碳化物增多。

新型Cr-Mo-V型热作模具钢高温流变应力模型

通过热压缩实验,获得实验钢在变形温度为950~1200℃、应变速率为0.001~5 s^(-1)和最大真应变为0.916条件下的真应力-真应变曲线。结果表明:在本实验选取的变形条件下,新型Cr-Mo-V钢呈现出典型的动态再结晶特征,变形温度高于1050℃且应变速率低于0.1 s^(-1)时,动态再结晶特征更明显;同一变形温度下,峰值应力和峰值应变随应变速率的提高呈增大趋势;同一应变速率下,峰值应力和稳态应力随变形温度的升高逐渐降低。采用多元线性回归法获得与峰值应力对应的Arrhenius方程模型参数,基于此建立了实验钢的高温流变应力本构模型。利用创建的不同应变下本构方程材料常数的八次多项式对实验钢的流变应力进行计算,应变补偿相关系数R和平均绝对相对误差e AARE分别为0.98902和3.21%,计算数据与实验数据吻合良好。

稀土在超级双相不锈钢中应用研究进展

超级双相不锈钢具有高强度、耐氯化物应力腐蚀、韧性好和焊接性能良好的特点,广泛应用于石油天然气、海水淡化和化工等行业。本文归纳了稀土添加对超级双相不锈钢显微组织、力学性能、热加工性能和耐腐蚀性能影响的研究进展,分析了目前存在的问题,展望了稀土在超级双相不锈钢中的应用研究方向。

3800 mm轧机支承辊锻造工艺研究与应用

本次承制的3800 mm轧机支承辊锻件直径超过2300 mm,钢锭心部压实难度大,通过工艺技术研究并借助数值模拟论证,确定采用“镦粗-WHF法拔长+镦粗-FM法拔长”的复合锻造主变形工艺。经生产验证,该锻造工艺合理且可行。

Cr3和Cr5系支承辊大型锻件脱氧工艺研究

由于Cr3和Cr5系支承辊钢液中铬含量增加会抑制铝脱氧反应的进行。本文以Cr3和Cr5系支承辊冶金过程中脱氧工艺为研究背景,通过实验室脱氧实验,利用FactSage 8.1软件计算Cr3和Cr5系轧辊钢中氧含量,绘制铝脱氧平衡曲线,将Wagner模型与炉渣共存理论相结合,建立了钢渣反应模型,探讨铬含量对钢液中铝脱氧效果的影响。结果表明,钢液中铬含量在一定范围内增加会抑制铝脱氧反应进行;在精炼过程中,当Cr3系支承辊中铝含量控制在0.03%左右、Cr5系支承辊中铝含量控制在0.05%左右时,可将氧含量有效控制在10^(-5)以下;而与之相匹配的最佳炉渣成分的碱度为2.5~3.0,w(Al_(2)O_(3))>20%。

超低碳控氮奥氏体不锈钢电渣重熔工艺实践

采用EBT→LF→VOD→ESR冶炼工艺方案,完成2个炉次,直径1100 mm超低碳控氮奥氏体不锈钢F316电渣锭的工艺试验,结果表明:电渣锭化学元素均匀,纯净度高,能满足核电超低碳控氮奥氏体不锈钢的制造需求。

高强汽车双相钢的连续退火与组织性能研究

目的提升高强DP980双相钢的力学性能,优化连续退火工艺。方法对高强汽车双相钢进行了连续退火处理,研究了连续退火均热温度、均热时间、过时效温度对冷轧双相钢显微组织、物相组织和力学性能的影响。结果对于不同退火均热温度处理的双相钢,其组织均为铁素体(F)+马氏体(M),随着均热温度从715℃升高至865℃,残余奥氏体体积分数逐渐减小,抗拉强度、屈服强度先增后减,断后伸长率逐渐减小,在均热温度为815℃时,双相钢的抗拉强度和屈服强度达到最大值。随着均热时间从0.5min延长至5min,双相钢的晶粒尺寸逐渐增大,残余奥氏体体积分数先减后增,抗拉强度、屈服强度先增后减,断后伸长率先减后增,在均热时间为1.5min时,抗拉强度和屈服强度达到最大值。随着过时效温度从245℃上升至395℃,双相钢中的马氏体体积分数逐渐减小,当过时效温度为395℃时,出现了贝氏体,奥氏体体积分数先增后减,抗拉强度、屈服强度逐渐减小,断后伸长率逐渐增大。结论冷轧DP980双相钢适宜的连续退火工艺如下:均热温度为815℃、均热时间为3min、过时效温度为295℃。此时双相钢具有较好的强塑性。

新型高强轴承钢的热压缩变形行为与热加工图

以自行开发的贝氏体轴承钢为研究对象,采用热模拟试验机在变形温度900~1200℃、应变速率0.01~5 s^(-1)条件下进行单道次热压缩试验,研究了该钢的热压缩变形行为,基于真应力、真应变数据,建立热变形本构方程,并绘制热加工图。结果表明:当变形温度不低于1000℃、应变速率低于0.1 s^(-1)时,试验钢在热压缩过程中的动态再结晶较明显。在相同应变速率下,变形温度越高,峰值应力越小,到达峰值应力的真应变也越小;在相同变形温度下,应变速率越大,峰值应力越大,达到峰值应力的真应变也越大。试验钢的变形激活能为479.119 kJ·mol^(-1),明显大于传统GCr15马氏体轴承钢,说明在相同变形温度下试验钢更难以变形。试验钢适宜的热加工区间为变形温度900~1100℃、应变速率1.4~2 s^(-1)。

激光喷丸搭接率对300M钢组织和性能的影响

对300M钢进行不同搭接率的激光喷丸处理,借助扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪及三维表面形貌仪等研究了不同激光喷丸搭接率下300M钢组织和性能的变化规律。结果表明:激光喷丸使300M钢表层形成了梯度纳米结构,表层针状回火马氏体破碎形成纳米晶,局部区域产生非晶化转变,亚表层组织产生一定塑性变形,形成大量的位错及孪晶等晶体缺陷,芯部仍保留着针状回火马氏体结构。由于激光光斑能量固有的空间高斯分布特征,300M钢表面发生物质流动形成冲击凹坑,并产生大量的表面微裂纹。随搭接率的增加,激光喷丸300M钢的表面粗糙度降低,表层强化区域增加,表层晶粒尺寸减小。激光喷丸处理提高了300M钢的强度和塑性,且表层断口形貌特征向韧-脆混合型断裂转变。

镍基625合金电子束熔覆TiC涂层表面改性研究

目的采用电子束表面改性技术对Inconel 625镍基合金进行电子束表面合金化(EBSA)处理,制备性能良好的TiC涂层,提高Inconel 625镍基合金的表面性能。方法采用不同的电子束扫描速度(80、100、120 mm/min)在Inconel 625镍基合金表面制备TiC涂层,使用扫描电镜(SEM)拍摄合金区横截面进行EDS能谱分析,使用电子背散射衍射仪(EBSD)对合金层进行EBSD表征分析,使用显微硬度仪测量EBSA后的表面硬度,使用摩擦磨损试验机(RTEC)测试表面耐磨性、生成摩擦曲线并拍摄磨损表面的三维形貌。结果从宏观形貌上来看,在80 mm/min扫描速度下涂层成形质量最好。微观组织测试结果表明,随着扫描速度的增大,平均晶粒尺寸增大。显微硬度测试结果表明,随着扫描速度的增大,表面硬度呈现降低的趋势,但涂层表面硬度均高于基材硬度。当扫描速度为80 mm/min时,TiC强化颗粒较多分布在表面,其表面硬度最高,为457HB,与基材相比,表面硬度提高了1.936倍。耐磨性测试结果表明,当扫描速度为80 mm/min时,磨损体积和磨损率最低,分别为0.9131 mm^(3)和3.0437,相较于基材,磨损率降低了30.48%。结论当扫描速度为80 mm/min时,采用电子束熔覆技术在Inconel 625镍基合金表面制备的TiC涂层可显著改善Inconel 625镍基合金表面的硬度、耐磨性。

大型封头锻件成形技术分析与试制

通过对封头锻件关键成形方法和控制难点进行综合分析,首次提出了“全断面镦粗+十字进砧压实+旋转进砧压实”主变形控制新方法和拉深成形整体模具结构设计方案。结合工艺性分析,建立了有限元模型,对锻透压实工艺方案的可靠性进行了仿真分析,多角度分析了拉深成形阶段影响封头壁厚变化的关键因素,重点分析了模具间隙、凹模圆角和模具润滑条件对各部减薄量的影响规律,对新方案压实工艺参数控制和采用整体模具结构设计的成形效果及质量进行了预测。最终确了定最优主变形锻透压实方案和整体模具结构设计,并通过生产试制验证了工艺参数及成形工艺的合理性。

超大型矿用磨机高性能铸造齿轮钢的研究开发

通过成分设计、铸造试块制备及热处理试验,研究了热处理参数对ZG42Cr2Ni2Mo齿轮钢的硬度、组织和性能的影响。结果表明,经870℃油淬和560℃回火后,ZG42Cr2Ni2Mo钢试块硬度可达到HB 350以上,满足HB 340~380硬度要求;试块淬火及回火后为均匀回火索氏体组织,晶粒细小均匀;试块热处理后,屈服强度和抗拉强度分别可达到900MPa和1 000 MPa以上,且韧性优良。

42CrMo 钢齿套锻件表面亮点缺陷分析

采用金相、断口扫描、能谱分析对42CrMo钢齿套锻件表面亮点缺陷进行了分析。确定缺陷属于点状偏析,同时存在硫化物及氧化物夹杂,导致塑韧性较差,不能满足标准要求。

S90级船用曲拐挤压成形试生产研究

针对现有曲拐锻造工艺的不足,提出了一种新的挤压成形工艺并设计了挤压模,并对挤压成形过程进行仿真模拟和挤压成形载荷计算,在此基础上进行了生产试验。结果表明:采用新的挤压成形工艺进行曲拐锻造制坯可行,计算的挤压载荷与试验接近,该挤压模可作为实际生产的参考。

20SiMn铝镇静钢夹杂物演变及探伤缺陷分析

20SiMn材质常用于水电水轮机、发电机轴锻件上,钢水纯净度的提升是提高轴类锻件使用寿命的关键所在。通过采用Al镇静钢工艺生产下注20SiMn钢锭的试验,分析了各个节点炉渣成分、夹杂物形貌及成分变化。研究表明:精炼结束炉渣碱度为6.3,VD后炉渣中CaO含量降低、SiO_(2)含量升高,炉渣碱度降低至4.9。整个精炼过程夹杂物主要为CaO-SiO_(2)-Al_(2)O_(3)-MgO、SiO_(2)-MnO-Al_(2)O_(3)两类,不同节点夹杂物类型单一。精炼结束、软吹后钢水中夹杂物以CaO-SiO_(2)-Al_(2)O_(3)-MgO为主,软吹后夹杂物中SiO_(2)、Al_(2)O_(3)含量有所增加。VD后钢水中夹杂物以SiO_(2)-MnO-Al_(2)O_(3)为主,Al_(2)O_(3)含量较低,该类夹杂物在软吹后大量去除。通过对锻件无损检测缺陷处进行取样分析,缺陷处形貌为微裂纹,缺陷区域未发现夹杂物和元素偏析,说明缺陷是由于锻造或锻后热处理过程内应力过大导致开裂造成的。