35CrMo钢在构筑成形时连接界面氧化物演变的热力学预测

通过热力学原理预测了35CrMo钢在构筑成形过程中,连接界面上氧化物的形成及演化趋势。结果表明:室温常压下材料表面形成的氧化物种类主要是Fe_(3)O_(4),而在1000℃以上的高温及0.1 Torr的真空环境下,则主要形成Mn_(3)O_(4)。当热压变形使接触表面闭合并转化为连接界面后,先前形成的所有种类氧化物在保温阶段均会逐渐分解。在预测的基础上,采用对应的模拟实验进行验证,扫描电镜(SEM)观察和能谱仪(EDS)检测结果与热力学预测结果大致相符。同时发现,热压后的保温阶段会使氧化物分解,可有效提高连接试样的力学性能。

高频淬火功率对35CrMo钢表面组织和摩擦磨损性能的影响

采用高频淬火工艺对35CrMo钢进行不同功率(2.5,3.0,3.5,4.0,4.5 kW)的表面淬火,研究了淬火功率对35CrMo钢表面显微组织、硬度、摩擦磨损性能和磨损机理的影响。结果表明:当淬火功率为2.5 kW时,试验钢表面组织主要为珠光体,表面硬度最低,为532 HV,稳定摩擦因数为0.58,磨损率最大,为14.58μm^(3)·N^(-1)·mm^(-1);当淬火功率为3.0 kW时,表面组织主要为粒状贝氏体,表面硬度最高,为604 HV,稳定摩擦因数最小,为0.47,磨损率最小,为10.15μm^(3)·N^(-1)·mm^(-1);随着淬火功率的继续增加,粒状贝氏体逐渐向上贝氏体、下贝氏体和无碳贝氏体转变,表面硬度降低,摩擦因数和磨损率整体呈增大趋势。当淬火功率为2.5,3.0,3.5,4.0 kW时,磨损机理以磨粒磨损为主,并伴随着局部的黏着磨损和氧化磨损;当淬火功率为4.5 kW时,磨损机理以黏着磨损为主,并伴随着局部的磨粒磨损和氧化磨损。

基于正交实验的35CrMo钢等离子熔覆工艺参数优化

为了提高35CrMo钢的耐腐蚀性,以达到延长其使用寿命,提高经济效益的目的,采用三因素三水平正交实验设计不同熔覆参数条件下在35CrMo钢表面制备AlCoCrFeNi高熵合金等离子熔覆层,并对冶金结合效果好的AlCoCrFeNi高熵合金熔覆层进行耐腐蚀性能测试。结果表明:3组试样熔覆层与基体冶金结合效果良好,未发现裂纹与气孔等缺陷,不同工艺参数对制备AlCoCrFeNi高熵合金等离子熔覆层的影响因素主次顺序为送粉电压、熔覆电流、喷枪移动速度。3组试样熔覆层耐腐蚀性能均明显优于35CrMo钢基体且1号试样耐腐蚀性能最佳。由此可得,利用等离子熔覆技术可以提高35CrMo钢的耐腐蚀性。制备耐腐蚀性能最佳的熔覆层熔覆电流为130 A,喷枪移动速度为180 mm/min,送粉电压为15 V。

35CrMo钢蓄能器开裂原因

某公司生产的蓄能器在使用1 a后发生开裂现象。采用宏观观察、化学成分分析、力学性能测试、扫描电镜分析、金相检验等方法对蓄能器的开裂原因进行分析。结果表明:制做蓄能器壳体的35CrMo钢存在微裂纹;蓄能器工作时,内部介质气体和液压油产生的压力使微裂纹逐步扩展并贯穿管壁,导致蓄能器开裂。

加工条件与毛坯尺寸对35CrMo钢低温冲击性能的影响

针对石油钻采设备的低温服役条件,考察了石油工业常用35CrMoA钢及ZG35CrMo铸钢的冲击性能以及热处理工艺、毛坯尺寸和温度等因素的影响。冲击试验结果表明,35CrMoA钢的冲击性能在试验温度范围内随温度降低而逐渐下降,并且在0～-30℃范围内发生韧脆转变。在常规热处理条件下,毛坯尺寸对35CrMoA钢的冲击性能具有显著影响,特别是在室温及不太低的温度(-20℃～20℃)下,取自中等尺寸(130mm)毛坯的试样表现出较好的冲击性能;而取自较小尺寸(60mm)及较大尺寸(220mm)毛坯的试样冲击性能明显降低,反映出热处理过程中适中的冷却速度有利于改善钢的冲击性能。铸钢ZG35CrMo的低温冲击性能,特别是在-40℃～-60℃之间与35CrMoA钢相差不大,表明加工状态(轧制或铸造)对冲击性能的影响可能主要表现在室温及其以下部分温度区间。值得注意的是,当温度从-20℃下降至-60℃时,铸钢ZG35CrMo冲击性能的下降幅度远小于35CrMoA钢。此外,在各个相应试验温度下,35CrMoA钢及铸钢ZG35CrMo的冲击断口特征基本相同。

35CrMo结构钢热塑性变形流动应力模型

采用G leeb le 1500热模拟实验机对35C rM o结构钢进行实验研究,根据经典应力-位错关系和动态再结晶动力学方程分别对加工硬化-动态回复和动态再结晶两阶段建立流动应力模型,并统一表示为完整的35C rM o结构钢高温流动应力模型;根据实验结果计算拟合了模型中的各参数.采用建立的流动应力模型计算实验条件下的流动应力,计算结果与实验结果吻合较好.所建立的流动应力模型可以直接用于35C rM o结构钢热成形过程的数值模拟分析.

35CrMo钢在酸性H_2S环境中的应力腐蚀行为与机理

通过模拟油田井下低浓度H2s的工作环境，采用电化学技术研究35CrMo钢在不同pH的H2s溶液中的腐蚀行为，通过慢应变速率拉伸试验和U形弯试样浸泡试验研究35CrMo在不同pH和温度条件下的H2S介质中的应力腐蚀开裂行为与机理。结果表明，35CrMo钢在酸性H2S环境下SCC敏感性较高，随着介质的pH降低，35CrMo钢的应力腐蚀敏感性增加，腐蚀速率加快。pH降低能够较大地促进35CrMo钢阴极过程的进行，导致腐蚀速率和充氢电流密度均相应增大，从而导致局部阳极溶解作用和氢脆作用增大。在温度为15~90℃，35CrMo钢应力腐蚀敏感性不同，35℃和90℃条件下的应力腐蚀敏感性大。在酸性H2s环境下35CrMo钢的应力腐蚀机制是以氢脆为主，阳极溶解为辅的协同机制。

35CrMo钢亚温淬火强韧化组织与性能研究

选用常规热处理、调质处理加亚温热处理两种工艺对35CrMo钢进行强韧化。结果表明:35CrMo钢经850℃淬火后获得马氏体组织,其硬度值较高,通过600℃回火后测其aK为117J/cm2,σs为560MPa,σb为765MPa,硬度为32HRC,ψ=75%;35CrMo钢经850℃淬火+600℃回火+790℃淬火,其显微组织为铁素体+马氏体+弥散分布的细小残余奥氏体,硬度较高,再经600℃回火后组织为回火索氏体+铁素体,其aK为123J/cm2,σs达到550MPa、σb为755MPa,ψ达到76%,硬度为30HRC。35CrMo钢经850℃淬火+600℃回火+790℃淬火+600℃回火工艺处理后,材料的强度和韧性具有良好的配合。

35CrMo和00Cr13Ni5Mo硫化氢环境应力腐蚀开裂

用慢应变速率拉伸实验和U形试样浸泡实验、电化学极化技术并结合微观分析手段,在湿硫化氢介质中研究了35CrMo和00Cr13Ni5Mo两种钢的应力腐蚀开裂行为规律。结果表明,35CrMo和00Cr13Ni5Mo钢在实验条件下均具有一定应力腐蚀开裂(SCC)敏感性,其敏感性随着溶液pH的降低和H2S浓度的增大而增大;00Cr13Ni5Mo在实验条件下抗SCC的能力均高于同条件下的35CrMo,在pH3.0的溶液中,二者性能比较接近,在pH4.5的溶液中,00Cr13Ni5Mo耐H2S环境SCC的性能明显提高,高于35CrMo,这主要是因为00Cr13Ni5Mo中的耐蚀合金元素增强了其钝化膜的稳定性、降低了氢脆作用所致。

35CrMo钢动态再结晶过程数值模拟与试验研究

以热物理模拟试验研究为基础 ,得出 35CrMo钢发生动态再结晶时的数学模型。采用热-力耦合的弹塑性有限元法对 35CrMo结构钢在热变形过程进行了数值模拟。变形的不均匀性导致动态再结晶进行的不等时性 ,动态再结晶的发生初始于大变形区 ,随着应变的增加 ,逐渐向粘着区和自由变形区延伸。同时预测热变形过程的形变量、形变速率和形变温度对再结晶微观组织演变的影响。在一定温度下 ,再结晶晶粒尺寸的大小与应变速率呈反方向变化 ,随着变形的进行 ,试样内的晶粒尺寸趋于细化和均匀化。在一定应变速率下 ,随着形变温度的降低 ,再结晶晶粒尺寸趋于细化 ,导致了锻件的综合性能提高。为了观察显微组织演化过程 ,对模拟结果进行了金相法验证 ,模拟结果与实验结果比较吻合 。

35CrMo钢强度退化规律的试验研究

在剩余强度试验的基础上,研究了锻造35CrMo钢剩余强度随疲劳载荷加载次数的退化规律。通过对试验数据的分析,认为Schaff提出的幂退化模型可以较好地描述35CrMo钢剩余强度的退化规律。研究了剩余强度的分布特征,用三参数Weibull分布描述剩余强度的分布。研究表明,尺度参数和位置参数随着循环次数的增加而逐渐减小,形状参数则保持不变。

35CrMo钢热浸镀铝工艺研究

目的通过研究热浸镀铝温度和时间对35Cr Mo钢镀层的影响,从而优化工艺,获得优良的铝合金镀层。方法设置5组温度梯度(700~780℃)和5个时间节点(90~450 s),对35Cr Mo钢进行热浸镀铝工艺研究,制备35Cr Mo钢热浸镀铝镀层。利用SEM观察镀层的组织形貌及其合金元素组成等,并通过显微硬度计测定镀层的厚度。结果热浸镀铝时,钢基体和铝液发生一系列冶金反应,钢镀层明显分为合金层和纯铝层。在720~760℃条件下,浸镀180~360 s时,镀层质量良好,分布均匀,厚度适宜,且没有孔洞、裂纹和漏镀现象。SEM线扫数据表明,铝层和合金层的元素构成和相对比值并不会随工艺参数的变化而改变。在180~450 s之间浸镀时,合金层的显微硬度值均能达到750 HV以上。结论在热浸镀过程中,温度和时间对镀层的厚度、组织和力学性能的影响显著,通过优化热浸镀铝工艺参数,可以改善镀层的质量。

35CrMo钢硫氮共渗层的摩擦学性能

目前,低温离子渗硫技术在石油钻杆丝扣上的应用还没有先例。应用离子渗氮与离子渗硫技术,在35CrMo钢表面制备了硫氮共渗复合层。采用自制的球-盘磨损试验机,在含铜润滑脂润滑条件下,对比研究了离子渗氮层与硫氮共渗层的摩擦磨损性能;采用白光干涉仪和扫描电子显微镜观察了表面改性层和磨损表面的形貌,利用纳米压痕仪测量了渗层的硬度和弹性模量,用X射线光电子能谱研究了磨损表面边界润滑膜的元素成分及其含量随深度的变化。结果表明,35CrMo钢经硫氮共渗处理后,表面比较粗糙,硬度较低,符合理想的摩擦表面要求;硫氮共渗层有了渗氮层的支撑,其减摩耐磨性能在低速低载下优于渗氮层,满足钻杆接头的使用性能要求。

基于激光熔覆的35CrMo钢轴类零件修复再制造

针对轴类零件的工作条件,采用激光熔覆的方法,在35CrMo钢表面熔覆3540铁基合金粉末和Ni00镍基合金粉末,借助光学显微镜、扫描电镜和显微硬度计等实验设备,研究了熔覆层的形貌、组织特征及显微硬度;通过拉伸实验设计,研究了熔覆层、熔覆层与基体之间的结合强度。研究分析结果表明,两种合金粉末都与基体形成了良好的冶金结合,无明显裂纹或气孔,熔覆层组织致密,晶粒细小。采用3540合金粉末制备的熔覆层的显微硬度高于Ni00合金粉末试样的熔覆层,而在熔覆区与熔合区交界处两种熔覆材料试样显微硬度差别不大,都明显高于基体的硬度,有利于提高零件的耐磨性。拉伸试验结果显示,3540合金粉末和Ni00合金粉末制备试样的平均抗拉强度分别为637.6 MPa和614.7 MPa,在进行拉伸实验过程中,断口出现在中间熔覆层,说明熔覆层与基体间实现了良好的冶金结合,拉伸过程没有出现明显的屈服现象。

不同条件高温压缩变形后35CrMo钢的显微组织

采用Gleeble-3810型热模拟试验机在变形温度为8501 150℃、应变速率为0.01{50 s^(-1)的条件下对35CrMo钢铸坯进行了变形量为60%的热压缩变形试验,结合真应力-真应变曲线特征,研究了应变速率和变形温度对其压缩后显微组织的影响。结果表明:在不同条件下压缩变形后,试验钢的显微组织均具有动态再结晶特征;同一应变速率下,随着变形温度的升高,压缩后的动态再结晶晶粒逐渐变大;同一变形温度下,随应变速率的增大,动态再结晶晶粒逐渐变小;热压缩变形后,试验钢不同位置处的晶粒尺寸不同,中心区域大变形区的晶粒最为细小,随着距中心区域垂直距离和水平距离的增大,晶粒尺寸逐渐变大。

带有疲劳裂纹的35CrMo构件电磁热止裂强化

利用超强脉冲放电装置对含有疲劳裂纹的35Cr Mo钢试件进行电磁热止裂试验。放电后裂纹尖端熔化,裂尖钝化成微小的椭圆形,降低了裂尖处的应力集中;对放电后裂尖处的椭圆形钝化区与基体区的化学成分进行对比分析发现:椭圆形钝化区中Mn、Si、Mo质量分数增高,晶粒得到细化,提高了裂纹尖端微小区域内组织的硬度和强度;利用自主研发的多轴加载疲劳试验机对放电前后试件进行三点弯曲疲劳寿命测试,结果表明,经过电磁热止裂强化后的试件,疲劳寿命得到提高,较未放电的试件平均寿命提高了13%;采用热-电耦合的数值分析方法模拟求得放电瞬间裂纹尖端处的温度场;通过理论计算脉冲放电瞬间裂尖处微小区域的应变能密度因子,由于电热应力强度因子的作用,降低了裂尖处的应变能密度因子,有效阻止了裂纹的继续扩展,为电磁热止裂技术的应用奠定基础。

动态应变时效对35CrMo钢力学性能的影响

采用慢应变速率拉伸、电子显微镜等现代分析方法,研究了35CrMo钢动态应变时效现象对力学性能的影响。结果表明:在应变量为5%、应变速率为5×10-5s-1的不同温度(293、323、373和473 K)下动态应变时效后的35CrMo钢的伸长率变化不大,但动态应变时效后的抗拉强度均明显增加;35CrMo钢动态应变时效的最佳温度为373 K。35CrMo钢试样在室温下经过动态应变时效处理之后的室温屈服强度明显增加。

表面粗糙度对GCr15/35CrMo摩擦副摩擦磨损特性的影响

在3号锂基脂润滑条件下,研究了35CrMo试块粗糙度对GCr15/35CrMo摩擦副摩擦磨损性能的影响。借助扫描电子显微镜分析了不同粗糙度的试块磨损后的表面形貌,结合35CrMo支撑轴与无内圈滚针轴承的接触工况,分析了粗糙度影响该摩擦副的磨损机理。结果表明:试块表面粗糙度存在一个最佳的范围,在此范围内,摩擦系数和磨损率均相对较小;试块表面粗糙度过高或过低时,磨损率均比较大;粗糙度较大时,试块损伤以粘着损伤为主。

稀土对35CrMo钢淬火组织结构的影响

利用透射电子显微镜详细观察了在 35 Cr Mo钢加入不同含量稀土后对淬火组织马氏体亚结构的影响。结果表明 ,加入稀土后使马氏体板条细化 ,阻碍了孪晶马氏体的形成 ,孪晶马氏体量减少 ,特别是稀土加入量为 0 .1%时 ,钢中马氏体板条细化明显。稀土提高了铸态过冷奥氏体在贝氏体区的稳定性 ,但对贝氏体组织形态变化影响不明显。

35CrMo钢带泵轴断裂原因分析

35CrMo钢带泵轴在使用约40 h后发生断裂,通过宏观断口形貌观察、力学性能试验和金相检验及受力分析等方法对带泵轴断裂原因进行了失效分析。结果表明:带泵轴由于热处理不当造成其疲劳强度降低,服役后发生旋转弯曲疲劳断裂失效。