34CrNi3MoV钢箱体热处理工艺优化

对34CrNi3MoV钢箱体的热处理工艺和性能进行了分析对比。结果表明,预备热处理采用两次正火工艺,可均匀组织,细化晶粒,切断组织遗传,去氢防止白点,预备热处理后34CrNi3MoV钢的组织为铁素体基体上弥散分布粒状或球状碳化物,为调质处理实现组织准备。淬火温度的选择主要考虑横向冲击性能,当回火温度设定为605℃,淬火温度设定为850~870℃时,横向冲击性能较佳。34CrNi3MoV钢进行调质处理时,随着回火温度的变化,组织及性能变化比较显著。当淬火温度为860℃,回火温度为605℃时,硬度、室温拉伸和冲击性能均满足要求,综合性能最佳。

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。

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。

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。

34CrNi3MoV钢的混晶及消除

34CrNi3MoV大锻件在正火和调质处理后容易产生混晶,严重影响材料机械性能.

34CrNi3MoV钢贝氏体的形貌及孪晶亚结构

用SEM,TEM的方法对34CrNi3MoV钢贝氏体的形核长大和亚结构进行了研究,结果表明,上贝氏体在晶界处形核,向晶内生长,在形核初期,首先形成一个贝氏体铁素体基元,随后沿不同方向析出碳化物,导致形成上下贝氏体不同的组织形貌;同时经选区衍射及标定与组织图相结合,确定在34CrNi3MoV钢的上下贝氏中存在孪晶亚结构.

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钢组织细化工艺的研究

均质化退火、完全退火,对减轻34CrNi3MoV钢的带状组织、消除混晶具有理论意义和实用价值。应用OLS4000激光扫描共聚焦显微镜、JEM-2100高分辨电子显微镜对34CrNi3MoV钢组织结构进行观察。利用α′γ循环相变的过程对34CrNi3MoV钢在800,900℃分别进行3次细化晶粒的正火,统计各个温度、各个正火次数下的晶粒直径分布情况。结果表明,800℃下随着正火次数的增多,晶粒细化效果明显;而在900℃下却没有这样的细化趋势。经过调质处理的预备热处理+一次正火后的试样与原始管坯试样的力学特性相比,低温韧性大大提高。

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。

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。

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.

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℃。

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。

34CrNi3Mo钢的高温变形行为

利用Formastor－Press热模拟试验机，研究了34CrNi3Mo合金结构钢在温度840～1200℃，变形速度0．1～80s-1的变形条件下的热压缩行为。获得了34CrNi3Mo钢在热变形时发生动态再结晶的临界条件（包括临界因于Zc和临界应变）及再结晶晶粒大小Ddyn与Zener－Hollomon因于Z、奥氏体起始晶粒尺寸d0和应变之间的关系，并给出了回归公式。

34CrNi3Mo钢制轧辊断裂原因分析

某公司生产的34CrNi3Mo钢制轧辊在使用过程中发生断裂,通过宏观分析、化学成分分析、力学性能试验、断口分析以及金相检验等方法对轧辊断裂原因进行了分析。结果表明:该失效轧辊的断裂模式为疲劳断裂。在复杂交变应力作用下,尺寸变化较大的变径位置处应力集中严重,同时心部组织不均匀促进了疲劳裂纹的扩展,最终导致轧辊失效断裂。

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.

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℃。

对于提高34CrNi3MoV钢低温冲击韧性的探索

34CrNi3MoV是一种高强度合金结构钢,具有良好的综合机械性能和工艺性能,广泛应用于发动机转子和汽轮机叶轮的生产。钢的性能、用途与30Cr2Ni2Mo相似。34CrNi3MoV钢大锻件在经过正火+调质的热处理工艺后容易在组织晶粒中混杂大的晶粒,而物理性能中的低温冲击韧性也会降低,进而降低零件的实际使用寿命。消除冲击韧性骤降的现象是制定工艺的重要标准。通过对34CrNi3MoV钢的研究实验,发现原因在于组织中出现了夹杂大晶粒的现象,而夹杂大晶粒的形成在于这种材料本身具有的的现象,正常的正火及调质对现象的影响不大,只有通过退火才能消除夹杂大晶粒,细化晶粒,从而提高低温冲击韧性。