热处理对25CrNi3MoV钢组织与力学性能的影响

通过采用金相、电镜观察和力学试验等方法研究了奥氏体化温度和回火温度对25CrNi3MoV钢的组织和力学性能的影响。结果表明,25CrNi3MoV钢在950~1050℃奥氏体化时,由于V的碳化物充分溶解,晶粒出现异常长大。25CrNi3MoV钢的低温冲击韧性与晶粒尺寸之间符合扩展的Hall-Petch关系。随着回火温度升高,25CrNi3MoV钢中析出的碳化物粗化,其抗拉强度降低,冲击韧性升高。

25CrNi3MoV大型锻件用钢冲击性能的研究

对新型大锻件用钢25CrNi3MoV在不同回火温度和冲击试验温度下的组织与冲击性能进行了研究。结果表明,25CrNi3MoV钢在200-600℃范围内回火时,随回火温度的升高,屈服强度缓慢下降、冲击吸收功缓慢增大;600℃以上回火时,强度急剧下降、冲击功迅速升高。670℃回火后,试验钢具有良好的强韧性配合,屈服强度为750 MPa,室温冲击功为92 J,脆性转变温度50%FATT为-90℃。

不同冷却速度下25CrNi2MoV轴承钢的组织与性能

采用Gleeble-3500热模拟试验机、OM、硬度测试、磨损试验等手段,研究了不同冷却速度对25CrNi2MoV轴承钢组织与性能的影响。结果表明:冷却速度在0.2~3.0℃/s范围内,25CrNi2MoV钢组织主要为贝氏体+铁素体,随着冷却速度的升高,25CrNi2MoV钢中铁素体含量逐渐减少,晶粒逐渐细化,其硬度值均在250 HV以下,耐磨性较差。当冷却速度为10℃/s时,25CrNi2MoV钢组织为马氏体和少量贝氏体的混合组织。冷却速度达到30℃/s时,组织中开始生成残余奥氏体。当冷却速度在10~60℃/s范围内,25CrNi2MoV钢的硬度值均在430 HV以上,耐磨性较好。

大型空冷发电机用25CrNi1MoV钢转轴锻件制造工艺研究

介绍了使用25CrNi1MoV钢制造大型空冷发电机转轴锻件的制造工艺要点,根据该类材料80 MW及以下规格参数的转轴锻件实际生产经验,对100 MW等级空冷发电机转轴锻件的热加工相关工艺进行研究和产品试制,最终经过理化检验,完全满足产品设计技术规范,从而验证了该类型转轴制造工艺的可行性。

32CrNi3MoV厚壁钢管烧蚀影响层组织性能研究

通过X射线衍射(X-ray diffraction,XRD)、扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)、电子背散射衍射(electron back-scattered diffraction,EBSD)与显微硬度测试,研究32CrNi3MoV厚壁钢管烧蚀影响层组织性能演变特征。结果表明:烧蚀影响层沿半径向外可分为3层:厚度为2~3μm的奥氏体层、120μm的马氏体层及280μm的基体热影响区。3层之间有明显的平直界面。其中马氏体层又可细分为厚度为45μm的针状马氏体层和厚度为75μm的等轴马氏体层,两者间界面弯曲不明显,表现为一个过渡带。靠近奥氏体的针状马氏体层组织尺寸较大,硬度稍低;等轴状马氏体层硬度沿径向先增后减。在烧蚀影响相变层与原始基体组织间的基体受热回火软化,形成基体热影响层,其硬度沿径向逐渐增高,最终进入原始基体组织(回火索氏体)区,硬度也稳定在其平均水平。

奥氏体化温度对25CrNi3 MoV钢的组织和力学性能的影响

研究了奥氏体化温度对25CrNi3MoV的组织和力学性能的影响。结果发现:在830~1 200℃范围淬火时,随着淬火温度的升高,碳化物充分溶解,奥氏体晶粒长大,其粗化温度为950~1 000℃,强度和冲击能先增大而后减小。随着淬火温度的升高,韧脆转变温度升高,880℃淬火时韧脆转变温度为-90℃,1 050℃淬火时韧脆转变温度为-47℃。

34CrNi3MoV钢奥氏体晶粒长大模型验证与应用

通过热处理试验并采用金相法分析研究了加热温度和保温时间对34CrNi3MoV钢奥氏体晶粒长大行为的影响。结果表明,加热温度对34CrNi3MoV钢奥氏体晶粒尺寸的影响尤为显著,随加热温度(900~1200℃)的升高,晶粒尺寸逐步增大。在初始晶粒尺寸情况下,900℃保温30 min(12.1μm)和950℃保温10 min(15.1μm)都与原始晶粒尺寸级别相差不大,1050℃保温30 min(37.8μm)时,晶粒尺寸达到原始晶粒尺寸的3.35倍,得到34CrNi3MoV钢晶粒长大的激活能Q=176.6 kJ/mol。随保温时间的延长,加热温度对奥氏体晶粒尺寸的影响越来越弱。950℃保温时,晶粒长大的临界保温时间大约为90 min左右。1050℃保温时,其临界保温时间大约为30 min。加热温度越高,达到临界保温时间后,晶粒长大就越缓慢。加热温度为850~950℃,保温时间60~180 min,可使34CrNi3MoV钢平均晶粒尺寸控制在22.5~44.9μm(国标8.0~6.0级)而满足要求。

10CrNi3MoV钢典型甲板分段焊接变形预测研究

预测10CrNi3MoV钢船体结构的焊接变形,对于船体结构工艺设计和精准制造具有重要的意义。采用固有应变法,并利用有限元软件分析,对10CrNi3MoV钢典型甲板结构的焊接变形进行了预测,开展不同焊接方案下焊接变形量的仿真,分析了典型甲板分段焊接结构变形趋势,为实现船体工艺技术的上升或突破积累了技术经验。

34CrNi3MoV钢的混晶及消除措施

应用Quanta 400型环境扫描电镜等方法对34CrNi3MoV钢大锻件在热处理过程中产生混晶的原因进行了研究和分析。结果表明,混晶是由于组织遗传造成的,采用完全退火工艺取代调质处理前的正火工艺,使不平衡组织转变为平衡组织,可以隔断组织遗传,消除混晶。

35CrNi3MoV钢的混晶及防止方法

35CrNi3MoV钢大锻件在正火和调质处理后经常产生混晶 ,严重影响锻件的力学性能。研究表明 ,混晶是组织遗传造成的 ,调质处理前进行退火处理 ,可获得较为平衡的组织状态 ,从而抑制组织遗传 ,消除混晶和粗晶组织。

10CrNi3MoV钢焊接热影响区组织和晶粒度研究

采用焊接热模拟技术研究了590MPa级船用高强度结构钢焊接热影响区组织和晶粒度的变化规律.研究结果表明:10CrNi3MoV钢热影响区粗晶区(CGHAZ)经峰值温度在临界相变点Ac1'和Ac3'温度范围二次热循环后,具有粗大组织或粗大晶粒遗传现象.焊接线能量(t8/5时间)对粗大晶粒遗传没有影响,但对粗大组织遗传具有显著影响.当t8/5较小时,能够产生粗大组织遗传.当t8/5较大时,仅仅产生粗大晶粒遗传.并且,随着t8/5值增加,产生粗大组织遗传的温度区间减小.

热变形对淬火配分低碳CrNi3Si2MoV钢组织和力学性能的影响

试验用CrNi3Si2MoV钢（／％：0．21C，1．75Si，0．29Mn，0．0060P，0．0007S，1．03Cr，2．86Ni，0．31Mo，0．08V）由50kg真空感应炉冶炼，并锻成中15mm的钢棒。通过Gleeble-3800热模拟试验机、扫描、透射电镜（SEM、TEM）和X-射线衍射仪（XRD）等研究了1200oC奥氏体化的CrNi3Si2MoV钢在750℃10％～70％热变形＋淬火至330℃和550℃1min的淬火分配（Q＆P，Qnenching and Partitioning）处理后，热变形量对Q＆P处理试验钢组织和硬度的影响。试验结果表明，热变形＋Q＆P处理后CrNi3Si2MoV钢的组织为板条奥氏体＋5．7％～17．2％薄膜状残留奥氏体；变形量为30％时残留奥氏体量最大（17．2％），50％变形时HV值最大为448，当变形量达70％时该钢发生明显的再结晶，组织细化，钢的硬度降低。

环境条件对10CrNi3MoV钢抗裂性的影响

通过对 5 90MPa级船用高强度结构钢 (10CrNi3MoV钢 )和配套焊条的抗裂性试验以及焊条熔敷金属扩散氢逸出特性测定 ,研究了环境条件 (温度和湿度 )对焊条熔敷金属扩散氢含量、扩散氢逸出特性以及抗裂性的影响。研究结果表明 ,在不同环境条件下 ,焊条熔敷金属扩散氢含量和扩散氢逸出特性的不同是造成抗裂性具有不同表现的主要原因。后期阶段慢速逸出扩散氢量HDs是影响多道焊抗裂性的关键因素 ,并对其产生的原因进行了分析。

10CrNi3MoV钢焊接接头弯曲试验弯心直径的探讨

采用不同弯心直径,测定了屈服强度为590 MPa级10CrNi3MoV钢焊接接头弯曲试验后不同部位的伸长率,并结合该级别钢弯曲试验的其它相关规定,说明了现行的10CrNi3MoV钢焊接接头弯曲试验中弯心直径的规定比较苛刻,亟待修订。

10CrNi3MoV钢的机器人MAG焊焊接接头微观组织与疲劳性能

对20mm厚10CrNi3MoV钢用机器人进行多层单道熔化极活性气体(Metal Active Gas,MAG)保护焊焊接,采用光学显微镜(Optical Microsope,OM)观察焊接接头组织分布,采用硬度计和疲劳试验机分析焊接接头的硬度和疲劳性能.结果表明:焊接接头热影响区(Heat Affected Zone,HAZ)宽度小,其硬度比母材硬度高,HAZ没有造成焊接接头强度软化.二次热循环作用使得焊缝粗晶区晶粒显著细化,焊缝区维氏硬度(HV)谷值约为170,母材硬度约为250.焊接接头应力在屈服点80%时低周疲劳试验循环10 000次没有断裂,而在屈服点90%时循环3 254次后断裂,并且断裂发生在焊趾处.

微量硼在12CrNi3MoV调质低合金高强度钢中的作用

本文研究不同硼含量对12CrNi3MoV钢力学性能的影响及其作用机制。如酸溶硼含量B_(sol)<0.001％时,钢的韧性有所改善;而B_(sol)>0.001％时,钢的韧性随硼含量的增加而逐渐下降,这是由于Fe_(23)(CB)_6等碳硼化物的析出而引起的。

35CrNi3MoV钢组织遗传消除工艺研究

通过试验研究了两种预备热处理工艺——两次高温正火工艺和临界区高温侧正火工艺以及最终热处理工艺对消除35CrNi3MoV钢组织遗传效果的影响。研究结果表明,两种预备热处理都有良好的消除组织遗传、细化晶粒的效果,最终热处理后,晶粒进一步细化。

微量铝对CrNi3MoV钢力学性能的影响

研究了微量铝对实验室冶炼的CrNi3MoV钢力学性能的影响,得出钢中残留铝含量在0.011％时,其显微组织最佳,力学性能最好。

35CrNi_3MoV钢晶粒细化工艺的研究

通过试验研究了两种预备热处理工艺-两次高温正火工艺和临界区高温侧正火工艺以及最终热处理工艺对用于大锻件生产的35CrNi3MoV钢晶粒细化效果的影响。研究结果表明,两种预备热处理都有良好的消除组织遗传、细化晶粒的效果,最终热处理后,晶粒进一步细化。

合金结构钢10CrNi3MoV探伤不合原因分析

对14 mm和28 mm 10CrNi3MoV钢板非夹杂元素超标导致的探伤不合格的原因进行了分析,通过采用扫描电镜和光学显微镜对探伤不合处的显微组织和微区成分进行分析。结果表明,试验钢10CrNi3MoV探伤不合的原因是内部存在裂纹。裂纹产生的原因是钢板存在较大的偏析和组织应力,裂纹发生在贝氏体或贝氏体与珠光体交界区域。裂纹发生处溶质原子Ni、Cr、Mn发生明显聚集。Ni、Mn元素的偏析,导致形成贝氏体、珠光体和铁素体偏析条带,造成组织内应力。溶质原子在距钢板表面约1/4处聚集由电磁搅拌和动态轻压下引起,为了消除此类现象,应降低电磁搅拌的功率,选择适当的过热度。