高温环境Si_(3)N_(4)陶瓷与M50钢材料的球盘配副与润滑油量对摩擦学行为的影响研究

针对耐高温轴承的高温润滑问题,采用SRV-Ⅳ微动摩擦磨损试验机对轴承用材料Si_(3)N_(4)陶瓷和M50钢展开了高温控油摩擦磨损试验,之后对不同的配副方式进行了高温足量油、乏油的摩擦磨损对比试验.控油试验结果表明:200℃、足量油润滑条件下,Si_(3)N_(4)(球)-M50(盘)配副相较于M50钢自配副具有更低的摩擦系数和盘磨损率.M50钢自配副磨损率更容易受到润滑油量的影响.这是由于Si_(3)N_(4)(球)-M50(盘)配副的M50盘表面在摩擦过程中生成了稳定的含磷摩擦反应膜,而M50钢自配副的磨损以磨粒磨损为主,化学反应膜容易被破坏,且磨粒浓度会受到润滑油量的影响.不同配副对比试验结果表明:200℃、3μL油量下,仅M50(球)-Si_(3)N_(4)(盘)配副长摩1 h未发生润滑失效,且能够保持较低的磨损率,除摩擦过程中产生的反应膜能够起到保护作用外,M50钢球表面化学反应膜成膜面积更小,成膜不易受乏油条件的影响也是重要原因.

纳米M50钢的制备研究进展

纳米M50钢是一种具有产业化前景的铁基合金新型材料。阐述了它的主要制备方法,指出了存在的问题,并对其应用前景进行了展望。

M50钢的复合脆断行为

采用航空轴承用钢Ｍ５０来研究Ⅰ－Ⅱ混合型加载下脆性断裂的力学行为和断裂准则。介绍了试验研究方法，并对试验结果进行了分析。结果表明，Ｍ５０钢复合脆断过程中，最大正应力始终控制着裂纹扩张的全过程；各种混合型加载下Ｍ５０钢宏观断口形貌基本相同。附图１５幅，参考文献６篇。

M50钢碳分配过程中的组织演化

分别在300℃和450℃下对淬火态M50钢进行了碳分配处理,并利用X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）及透射电镜（TEM）对碳分配后试样进行观察分析,研究传统Q-T（淬火-回火）和新型Q-P-T（淬火-碳分配-回火）热处理工艺对M50钢性能的影响。结果表明：经碳分配后M50钢中残留奥氏体的碳含量由淬火态的0.64 mass%,最高升至1.20 mass%（300℃,30 min）及1.10 mass%（450℃,0.5 min）;不同温度下,随着保温时间的延长,残留奥氏体的碳含量降低;碳分配时M50钢中存在碳化物的析出,随着时间的延长,碳化物析出量逐渐增加,碳分配过程中析出的碳化物为Fe3C;新型Q-P-T热处理工艺可以在保证M50钢强度的前提下,将其冲击吸收功提高90%以上。

M50钢强流脉冲电子束Cr合金化的高温摩擦性能

结合磁控溅射与强流脉冲电子束辐照技术在M50钢表面制备了Cr合金化层。采用X-射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)对合金化层的组织结构进行表征分析,研究了Cr合金化层的高温摩擦行为及磨损机制.结果表明:Cr合金化层由表向内依次为Cr含量较高的体心立方(BCC)Fe-Cr固溶体、奥氏体和马氏体. M50钢与Cr合金化层的高温磨损机制均为氧化磨损。Cr合金化层高温摩擦系数在0.2～0.4之间,低于M50钢0.5～0.8,具有一定的自润滑效果. SEM和能谱分析表明:Cr合金化层在高温摩擦过程中优先生成与基体结合良好的低摩擦系数的氧化铬膜是其摩擦系数降低的主要因素.

回火温度对M50钢组织及摩擦磨损性能影响

采用X射线衍射仪、扫描电镜、洛氏硬度计、摩擦磨损试验机等研究了不同温度(160、300和540℃)回火处理对淬火态M50钢的微观组织、硬度及摩擦磨损性能的影响。结果表明:经1090℃淬火后M50钢显微组织由马氏体、碳化物及残留奥氏体组成,硬度为64.5 HRC,残留奥氏体含量为18%;回火处理使M50钢组织中马氏体转变为回火马氏体,随着回火温度的升高,试验钢硬度先降低再升高,其中,300℃回火时试验钢的硬度较低,540℃回火出现二次硬化现象,硬度值较大,残留奥氏体含量较低约4%。摩擦磨损试验结果表明:540℃回火处理可以有效降低试验钢的摩擦系数和磨损率,其磨损机制为轻微磨粒磨损伴随粘着磨损。

热变形量对M50钢碳化物分布的影响

利用Gleeble 1500D热模拟试验机进行M50钢不同热变形量的试验。采用Quanta 200FEG型扫描电镜背散射电子像研究大块碳化物的分布情况。研究发现,20%变形量时,M50钢大块碳化物即发生了破碎的现象;当变形量达40%时,破碎的大块碳化物出现了明显的团聚。

M50钢与S8Cr4Mo4V钢性能对比分析

针对M50钢在轴承加工过程中一直存在着钢材采购周期长、钢材质量问题不易解决的问题,通过将S8Cr4Mo4V钢与M50钢在材料标准、材料性能及产品性能进行对比分析后,得出S8Cr4Mo4V钢材可以替代M50钢材加工相同轴承零件的结论。

M50钢中M_(2)C一次碳化物高温转变机制

以双真空冶炼的M50钢为研究对象,通过SEM、EPMA及TEM对铸态及高温扩散后M50钢中的一次碳化物进行了详细表征,系统研究了合金成分及温度对铸态M_(2)C一次碳化物高温转变机制的影响,揭示了在1160~1250℃下M_(2)C一次碳化物的高温分解机制。研究结果表明:M50钢中的M_(2)C一次碳化物主要有3种形态,分别是棒状、片层状与块状,成分上表现出Fe元素含量依次降低、Mo元素含量依次升高的分布规律。合金成分的差异导致M_(2)C一次碳化物在1160~1250℃高温扩散处理时表现出不同的热稳定性及不同的组织转变机制。其中,1160~1180℃保温时Fe元素含量较高的M_(2)C碳化物快速回溶到基体中,部分M_(2)C碳化物转变为MC碳化物,MC碳化物长大速度较慢;1210℃保温时M_(2)C碳化物几乎完全溶解,一次碳化物数量明显减少,但部分MC碳化物快速长大,形成球形大尺寸MC碳化物;1250℃保温时,M_(2)C碳化物完全溶解,未发现大尺寸MC碳化物,但存在基体组织熔化现象,此时基体中的Mo、V合金元素向形成的液相中扩散,并在凝固后形成呈球形分布的新生M_(2)C碳化物。

碳氮共渗M50NiL钢的磨削变质层微观组织和力学性能研究

以碳氮共渗热处理后的M50NiL钢为研究对象,对不同粒度砂轮磨削后试样的表层微观形貌、表层组织结构、残余应力、显微硬度等进行了研究分析。研究结果表明,磨削后的试样表层变质层为非常细小的形变马氏体组织+奥氏体组织,为纳米晶区,晶面扭转现象明显,奥氏体含量与磨削热有直接关系,磨削后的表面变质层可分为3个部分,0~20μm的表层磨削热变质层、20~70μm的高硬度变质层及70~200μm的扩散变质层。为降低砂轮粒度对变质层组织性能的影响,可在磨削后去除适量的表面磨削变质层,但去除量不能超过磨削热变质层区的范围,以获得最佳的材料服役特性。

M50钢高应力高温摩擦磨损行为与微观机制

利用SRV-4摩擦磨损试验机对M50轴承钢进行了滑动摩擦试验,通过改变试验环境温度与加载应力探究了M50钢的高温摩擦磨损性能。采用激光共聚焦显微镜(LSCM)、扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS)观察高温高应力下磨损对钢的影响。研究发现,试验环境温度200℃与210 MPa以上摩擦剪力的共同作用下,大尺寸MC型碳化物表层基体粘着剥落,MC型碳化物破碎、迁移,加剧磨损。试验环境温度200℃粘着磨损加剧且磨损面形成的(Cr, Fe)_(2)O_(3)氧化膜厚度不足导致粘着磨损量达到最大值。试验环境温度升高至315℃,氧化膜趋于连续且膜厚增加,粘着磨损减弱,接触应力2.05 GPa时摩擦因数相较于室温下降27%。

M50NiL钢中的δ-铁素体分布及其对强韧性的影响

M50NiL轴承钢强韧性能特征与显微组织演变规律的研究结果表明,钢的显微组织由马氏体基体、残留奥氏体、碳化物和δ-铁素体所构成,其中δ-铁素体的面积分数在0.01%~0.125%之间;钢中Mo、V、Cr合金原子置换Fe原子固溶后,产生晶格畸变并提高内应力,δ-铁素体的硬度最高值为4.84 GPa,弹性模量的最高值为236.9 GPa。在冲击载荷作用下,冲击变形速度约为5 m·s^(-1),钢中δ-铁素体界面产生应力集中,导致δ-铁素体破碎且裂纹沿δ-铁素体界面扩展,降低钢的冲击性能,冲击吸收能量在47 J以上的试样缺口附近存在较少的小尺寸δ-铁素体相,形成宽度为600~1600μm的韧窝条带的断口形貌。在拉伸载荷的作用下,拉伸变形速度约为8μm·s^(-1),钢的基体与δ-铁素体界面经过协调塑性变形释放应力使得δ-铁素体形态、数量及分布对拉伸性能的影响不明显。

M50钢强流脉冲电子束表面改性层的结构与性能

采用强流脉冲电子束技术在不同的能量密度下对M50钢进行表面改性处理,研究不同辐照能量下改性层的表面形貌、硬度及相组成。结果表明,M50钢表面经过电子束改性处理后表层发生熔化,形成了类似火山坑的缺陷,表面粗糙度上升。经过电子束辐照后,重熔层的晶粒明显细化,随着辐照能量密度的增加,残留奥氏体含量逐渐上升,表层的硬度逐渐下降。由于碳化物的溶解,材料的耐腐蚀性能上升。

多向锻造对M50钢一次碳化物破碎机制的影响

在1000℃和1100℃对M50钢进行了累积应变分别为1.2和5.4的多向锻造(MDF)试验,分析了温度和累积应变量对M50钢碳化物破碎的影响。结果表明,原始M50钢中粗大的棒状一次M2C型碳化物经多向锻造后破碎明显,颗粒状M23C6型碳化物在1100℃下明显溶解,低温多向锻造使碳化物呈现更细小的尺寸和更分散的形态。锻件不同位置由于变形程度的不同,碳化物的破碎程度也不同,变形量大的位置碳化物破碎更明显。低温和高应变量强化了应力集中水平,使一次碳化物的破碎程度增加。应力集中是碳化物破碎和分散的主导驱动力。

Q-T-P(淬火-回火-碳分配)工艺对M50钢组织及性能的影响

利用Q-T-P（淬火-回火-碳分配）工艺对M50钢进行了热处理以提高其强韧性,并利用透射电镜（TEM）、X射线衍射分析（XRD）以及硬度计和冲击试验机等研究了Q-T-P工艺对M50钢的组织性能的影响。结果表明：经Q-T-P工艺处理后M50钢中的碳化物类型主要为MC和M2C,相较于经Q-T工艺处理后的样品,其中M2C型碳化物相对含量有所升高;对经Q-T和Q-T-P工艺处理后的试样进行二次回火,发现经短时间碳分配的残留奥氏体稳定性增加;经Q-T和Q-T-P工艺热处理后的M50钢硬度基本一致,约为63 HRC;经Q-T-P工艺处理后,由于残留奥氏体富碳稳定性提高,使得试样冲击吸收能量最高可达17.4 J,比Q-T工艺处理后的试样提高约49%。

回火对强流脉冲电子束辐照M50钢重熔层耐蚀性能的影响

利用强流脉冲电子束技术对M50钢进行了辐照处理,并对重熔层在550、600和675℃条件下进行了回火处理。采用XRD、SEM和电化学综合测试系统等手段分析了不同处理方式对重熔层组织和耐蚀性能的影响。结果表明,M50钢经过强流脉冲电子束辐照后表层的碳化物溶解,马氏体转变被抑制,耐腐蚀性能上升。经过回火处理后,重熔层内残留奥氏体分解,耐蚀性能逐渐降低。

冷轧对M50钢马氏体/贝氏体复相组织与力学性能的影响

利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、室温拉伸和冲击性能测试研究了冷轧对M50钢马氏体/贝氏体(M/B)复相组织和性能的影响。结果表明:20%冷轧变形量的试样经等温淬火后具有最佳的抗拉强度(2535.7 MPa)和冲击性能(96.93 J),相比变形量为0%的试样,冲击吸收能量提高了约21%,抗拉强度提高了约5%。当变形量小于20%时,随着变形量的增加,M/B复相组织逐渐细化且在20%的冷轧变形量下组织最细;当变形量大于20%时,随着变形量的增加,贝氏体束减少,其对马氏体板条的分割作用减弱,导致组织呈现一定的粗化。

M50NiL高温渗碳轴承钢中Fe_2Mo析出相的电镜观察

应用高分辨电子显微镜(HREM)观察M50NiL高温渗碳轴承钢中的马氏体和强化相Fe2Mo的形貌、结构及其与马氏体的取向关系。分析结果表明:M50NiL高温渗碳轴承钢心部组织主要为板条马氏体,表层组织主要为片状马氏体,其亚结构孪晶的孪生面为{211}晶面族;M50NiL钢中观察到纳米级强化相Fe2Mo,长条状,宽约2～3nm;部分Fe2Mo沿马氏体的孪生面生长,生长方向为[111]M;纳米级强化相Fe2Mo与马氏体的取向关系为:{112}M//{001}Fe2Mo,[1 11]M//[100]Fe2Mo。

M50NiL轴承钢的奥氏体晶粒长大行为

利用Gleeble-3500型热模拟试验机研究不同加热温度（900～1200℃）和保温时间（3～60 min）下轴承钢M50NiL的奥氏体晶粒长大规律。结果表明：随着加热温度的升高和保温时间的延长,M50NiL钢奥氏体晶粒尺寸都会增大。在温度低于1100℃时,奥氏体晶粒长大较缓慢,M50NiL钢表现出良好的抗晶粒粗化能力,但是当温度升高到1200℃时,保温时间小于30 min时,奥氏体晶粒迅速长大;通过对试验数据进行线性拟合得出了M50NiL钢奥氏体晶粒长大模型。

M50NiL钢热变形过程中的物理型本构方程及微观组织演变

利用Gleeble-3500型热模拟试验机对M50NiL钢进行了温度为900~1200℃、应变速率为0.01~50 s^(-1)的热压缩试验,研究了M50NiL钢的热变形行为。结果表明:在本实验条件下M50NiL钢出现了3种组织,即具有变形晶粒和孪晶的微观组织、新形核再结晶晶粒和锯齿状晶粒的微观组织和完全动态再结晶的微观组织。Z参数值越低,动态再结晶组织就越充分,Z参数值越高,越容易形成变形晶粒和孪晶的微观组织。基于位错密度理论和Avrami形核长大动力学建立了M50NiL钢的物理型本构方程,其能够揭示动态回复和再结晶两种物理机制对流动应力的影响规律。预测的流动应力与实验数据具有很好的相关性,表明该本构方程能够准确地描述M50NiL钢在较宽温度和应变速率范围下的动态回复和动态再结晶行为。