表面织构-活性屏离子氮化复合处理对38CrMoAl钢摩擦学行为的影响

【目的】38CrMoAl钢是液压泵柱塞常用材质之一,其表面性能对液压泵长寿命安全服役尤为重要。磨损是液压泵柱塞的主要失效方式,采用表面强化处理能够突破其性能极限,是实现液压泵高性能、高可靠运行的有效途径。【方法】采用表面织构化和活性屏离子氮化的复合处理工艺对38CrMoAl钢进行表面形性调控,以期实现其表面强化方法。先利用激光加工技术在38CrMoAl钢表面制备凹坑织构,再对38CrMoAl钢和表面织构化38CrMoAl钢进行活性屏离子氮化处理。借助球-盘式摩擦磨损试验机研究表面织构-活性屏离子氮化复合处理对38CrMoAl钢摩擦学行为的影响。【结果】结果表明,38CrMoAl钢表面生成了ε-Fe2-3N、γ'-Fe4N和CrN;氮化层表面致密且无明显裂纹和孔洞;氮化层均匀、连续,由白亮层和扩散层组成。氮化层的截面硬度呈梯度分布,试样表面硬度最高,随着距表面距离的增大,硬度逐渐降低。38CrMoAl钢相关试样与Al_(2)O_(3)球的干滑动摩擦结果可知,38CrMoAl钢的摩擦系数为0.40,而表面织构-活性屏离子氮化38CrMoAl钢的摩擦系数为0.36;经复合处理后,38CrMoAl钢的磨损失重降低了92.5%.复合处理显著提高了38CrMoAl钢的摩擦学性能。

离子渗氮对38CrMoAl钢组织及摩擦磨损性能影响

560℃下,以氮气和氩气的混合气体为氮源,对38CrMoAl钢表面进行离子渗氮,研究了离子渗氮后38CrMoAl钢的磨擦磨损性能。结果表明,随着混合气体中N2体积分数增大,渗氮层厚度增加,渗氮层表面硬度呈现先增大后减小的趋势。通过调节混合气体中N_(2)的体积分数,可以改变活性氮原子数量从而改变渗氮层的物相组成,当N_(2)和Ar体积比2∶3时,渗氮层中以γ′-Fe4N相为主相、ε-Fe_(2-3)N相为次相;当N2和Ar体积比3∶2时,渗氮层中ε-Fe_(2-3)N相成为主相、γ′-Fe_(4)N相为次相。与基体材料相比,离子渗氮试样具有更小的摩擦系数,耐磨性得到提高,在N2和Ar体积比3∶2时,渗氮试样的化合物层厚度为21.4μm,平均摩擦系数达到0.26,表现出良好的耐磨性。摩擦磨损机制为疲劳磨损、磨粒磨损和氧化磨损。

38CrMoAIA钢可控抗蚀氮化

介绍可控井式氧化炉合理控制氮化温度、时间和氨分解率的渗氮 艺,使38CrMoAlA钢试样表面获得致密而无脆的ε相白亮层和扩散层渗层组织,渗氮后试样实测表明,该试样显微组织、脆性、显微硬度、渗层深度和抗蚀性均符合技术要求。

表面粗糙度对38CrMoAl钢渗氮层组织和性能的影响

通过比较不同表面粗糙度的试样经氮化处理后其渗氮层组织、性能,研究表面粗糙度对38CrMoAl钢渗氮层组织和性能的影响。结果表明:随着表面粗糙度均值增大,渗氮层的白层和扩散层也对应增大,表面粗糙度均值增大到Ra=1.46μm后,渗氮效率趋于稳定,当表面粗糙度均值达到Ra=3.24μm时,渗氮层的白层和扩散层达到最大,分别达到24μm和360.8μm。渗氮层表面硬度随表面粗糙度均值增大略有降低,但不显著,而表面脆性级别随着表面粗糙度均值增大由3级降至2级。渗氮层硬度梯度随着表面粗糙度均值增大而趋于平缓,这有利于改善渗氮层的应力分布。

氨水浓度对38CrMoAl钢液相等离子体电解渗氮层显微组织及性能的影响

在不同氨水浓度的电解液中,采用液相等离子体渗透技术在38CrMoAl钢表面制备了渗氮层。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)等对渗氮层的显微组织、相组成进行了观察和分析,并采用Parstat2273电化学工作站测试了渗氮层的耐蚀性能,并对其显微硬度和耐磨性进行了测试,研究了氨水浓度对38CrMoAl钢液相等离子体渗氮显微组织与性能的影响。结果表明:随着氨水浓度的增大,渗氮层中的白亮层厚度呈增加趋势,分布着针状的氮化物和细小碳化物的扩散层厚度和渗氮层最大显微硬度值呈先增加后降低的趋势;当氨水浓度为60%时,渗氮层厚度达160μm,其中扩散层为112μm,渗氮层硬度最高为1023 HV0.1,约是基体硬度的3.5倍;渗氮层主要以Fe_(2)N、Fe_(3)N相等为主;渗氮层的耐磨性能和耐腐蚀优于基体。

LGB38MnV非调质钢热变形行为研究

通过热模拟压缩试验,研究LGB38MnV非调质钢在不同温度及应变速率下的热变形行为。利用Gleeble3500热力学模拟机进行单道次高温压缩,分别得到变形温度为850℃、900℃、950℃、1000℃,应变速率为0.01 s^(-1)、0.1 s^(-1)、1 s^(-1)、10 s^(-1)时的应力-应变曲线,建立双曲正弦形式Arrhenius的本构方程。研究表明,当变形速率为0.01 s^(-1),变形温度为850℃~1000℃时进行热压缩,LGB38MnV钢会发生动态再结晶,当变形温度等于1000℃,且变形速率0.01 s^(-1)~1 s^(-1)时,LGB38MnV钢也会发生动态再结晶。LGB38MnV钢热变形的流变应力随着变形温度的升高而减小。

稀土对38CrMoAl钢离子渗氮层结构和性能的影响

研究了稀土对 38Cr Mo Al钢离子渗氮层微观结构和性能的影响。结果表明 :加稀土离子渗氮后 ,化合物层中γ 相的含量明显增加 ,且在距表面 0 .0 8mm扩散层处存在许多小位错环、位错和胞状亚结构 ;加稀土离子渗氮的表面硬度和普通离子渗氮相近 ,而耐磨性和耐热疲劳性优于普通离子渗氮 ,在渗层厚度增加的情况下 ,渗层脆性并不增加。

38CrMoAl钢激光淬火研究

利用连续波CO2 激光束 ,对 38CrMoAl钢进行了激光表面淬火研究 ,测量了淬硬层厚度和硬度分布 ,并对其金相组织进行了观察和分析。结果表明 ,38CrMoAl钢激光淬硬层的硬度可达 85 0HV0 3,是未淬火基体的 3～ 4倍。激光淬火层分为均匀相变区和过渡区 ,均匀相变区组织由均匀细化的位错马氏体 (包含少量残留奥氏体 )组成 ,过渡区为板条马氏体和未溶铁素体的混合组织。在激光功率和离焦量一定的条件下 ,硬化层厚度和宽度均随扫描速度增加而减小 ,而淬硬层硬度首先随扫描速度的增加而增加 ,达到一最大值时又呈下降的趋势。在离焦量4 8mm ,功率 1 8kW的条件下 ,38CrMoAl钢激光淬火的最佳扫描速度是 2 0mm/s。

38CrMoAl钢离子渗氮微观结构的研究

为了研究 38CrMoAl钢渗氮层的微观结构和Al在钢中的作用 ,用X射线衍射对比分析了 38CrMoAl钢和 32Cr2MoVA钢。结果表明 ,38CrMoAl钢中Al的分布极不均匀 ,使ε相在各个微区的点阵常数不同 。

超高强度硼钢38MnB5的热冲压工艺研究

利用扫描电镜(SEM)、光学显微镜、万能拉伸试验机对2.2 mm厚的38Mn B5钢在不同加热温度和不同保温时间工艺参数下,对微观组织、原始奥氏体晶粒粒径和力学性能进行研究,制定出最佳的热冲压工艺参数。研究结果表明:当保温时间一定时,随着加热温度的升高试样抗拉强度逐渐增强,在950℃时达到峰值,随着温度继续升高,抗拉强度降低;当加热温度一定时,随着保温时间的加长,原始奥氏体晶粒不断长大,试样抗拉强度随时间增加而增加,在10 min时达到峰值,保温时间继续加长,抗拉强度降低;38Mn B5钢在加热温度为950℃和保温时间为10 min的工艺参数下,得到最佳力学性能。抗拉强度达到2 061 MPa,屈服强度达到1 421 MPa,断后伸长率为7%。

超音速微粒轰击38CrSi钢表面纳米化的研究

采用超音速微粒轰击技术（Supersonic Fine Particles Bombarding，SFPB）对调质态合金钢38CrSi进行表面纳米化处理；利用X射线衍射、扫描电镜、透射电镜等分析技术研究不同工艺条件下表面纳米化层的微观组织结构特征。结果表明：经SFPB处理后，材料表层组织严重细化，并形成了纳米结构层（晶粒尺寸〈100nm），随处理时间的延长，最表面纳米晶的尺寸变化不大，纳米结构层的厚度有所增加；当处理时间为240s时，在最表面层形成了平均晶粒尺寸约为16nm的具有随机取向的等轴纳米晶。纳米结构层的晶粒尺寸随着距表面距离的增加而增大。在距表面约25μm处，存在着大量的由位错线和高密度的位错缠结分割的胞块，尺寸为80～100nm；分析表明位错运动是表面纳米化的主要原因。

易切削非调质38MnVS钢中硫化物析出规律热力学分析

利用Thermo-Calc热力学计算软件对易切削非调质钢38MnVS中硫化物的析出进行计算模拟,并利用SEM对铸坯中MnS析出形貌进行观察,分析其析出规律。通过热力学计算得到38MnVS钢的相平衡等值图,并研究了C、Mn、Si、S、V各元素含量的变化对MnS平衡析出规律的影响;利用Scheil-Gulliver模块模拟了38MnVS钢的凝固过程;通过对38MnVS连铸坯中硫化物三维形貌的观察,结果表明:从铸坯边缘到中心的1/2处,硫化物形貌渐变,由杆状变成片状,再到中心变成杆状、片状共存;杆状、片状硫化物均为共晶反应产物;当合金含量较高时,杆状硫化物向片状硫化物转变。

38CrMoAlA钢激光和氮化复合处理研究

采用 2kW横流CO2 激光器研究了38CrMoAlA钢的激光和氮化复合处理对材料硬化层的影响 ;分别比较了先激光后氮化以及先氮化后激光两种不同工艺过程处理的特征 ;测定了激光和氮化复合处理后材料表层的 [N ]浓度分布。结果表明 :38CrMoAlA钢经氮化处理后再经激光处理能够进一步提高材料的硬化层深度。此外 。

激光冲击次数对38CrMoAl钢渗氮耐磨损性能的影响

为提高38CrMoAl钢渗氮层质量和耐磨性能,提出了激光冲击处理增强渗氮的组合方法。利用球磨实验分析了不同激光冲击次数下渗氮的耐磨性能,采用SEM和XRD研究了激光不同冲击次数对38CrMoAl渗氮的微观组织和相成分的影响。结果表明随着冲击次数的增加,试样的比磨损率先降低后增加。从微观组织和相分析两个方面讨论了冲击次数对渗氮耐磨性能的影响机理激光冲击强化可促进渗氮的过程。在没有新相形成的条件下,随着激光冲击次数的增加,试样的表层形成的氮化物颗粒增大、数量增多,固溶强化和第二相强化作用增强,从而提高其耐磨性能。但当冲击次数继续增加,大量的氮化物沿晶界成网状分布时,就会降低38CrMoAl钢的耐磨性能。

具有纳米结构表层的纯铁和38CrMoAl钢的渗氮(英文)

通过表面机械研磨技术 (SMAT) ,在纯铁和 38CrMoAl钢样品表面产生大量的塑性应变 ,致使其表层晶粒细化至纳米量级 .随后的气体渗氮实验表明 ,纳米纯铁和 38CrMoAl钢发生渗氮反应的温度大大低于传统粗晶材料 ( >5 0 0℃ ) ,分别降至约 30 0℃和 40 0℃ .这种低温渗氮过程不仅有利于降低渗氮工件的变形和能耗 ,也为选择性渗氮技术的实现提供了新途径 .

循环等离子渗氮工艺对38CrMoAl钢渗氮层组织和性能的影响

试验了38CrMoAl钢(%:0.35～0.42C、1.35～1.65Cr、0.15～0.25Mo、0.70～1.10Al)280 Pa 560℃.12 h常规渗氮和170 Pa 560℃3 h快冷至室温循环等离子渗氮对渗氮层组织、硬度、硬度梯度和耐磨性的影响。结果表明,循环等离子体渗氮工艺有利于表层ε相分解,更有利于氮渗入钢中γ′相;在获得相同的渗层表面硬度和硬度梯度下,循环等离子渗氮速度明显高于常规渗氮速度,并改善渗氮后钢的耐磨性。

优化脱氧工艺提高38CrMOAl钢连浇成功率

研究了连铸38CrMoAl钢(/%:0.35～0.42C、0.20～0.45Si、0.30～0.60Mn、1.35～1.65Cr、0.15～0.25Mo、0.70～1.10Al)夹杂物类型和形成原因。通过优化脱氧制度:提高60 t EAF终点[C]≥0.010%,保持高碱度渣(R≥2.5),出钢前2～3 min向熔池喷吹碳粉,控制(FeO),出钢过程减少Si-Fe加入量;LF喂铝线并用铝粒扩散脱氧,采用(/%)50～60CaO、10～15SiO_2、15～20Al_2O_3、≤0.7(FeO+MnO)、≤5MgO高碱度渣;做好VD后保护浇铸,有效地降低钢中Al_2O_3类型非金属夹杂物。结果表明,优化工艺后38CrMoAl钢连浇炉数达到9炉,夹杂物废品率≤1%。

激光冲击波增强38CrMoAl钢渗氮耐磨性能研究

为提高38CrMoAl钢渗氮层的质量和耐磨性能,提出并采用激光冲击增强渗氮的方法,进行了不同处理状态试样的磨损性能试验,采用XRD、SEM对试样微观组织进行分析,并探讨激光冲击增强渗氮的机理.试验结果表明:与渗氮相比,激光冲击波处理后渗氮试样的比磨损率为9.47×10-15m3/Nm,降低了50%,其表面显微硬度提高了12%;激光冲击波作用使表层材料产生高密度位错,甚至细化晶粒,从而在渗氮过程中增加了扩散通道,使更多的N原子间隙固溶到α-Fe中,对渗层起到了固溶强化的作用;形成的渗氮层微观组织致密,无缺陷,大量氮化物沿晶界高度弥散均匀分布,起到弥散强化的作用,从而提高了材料耐磨性能.

渗氮温度对38CrMoAl钢真空感应渗氮层耐磨性能的影响

应用一种新型真空感应渗氮方法对38CrMoAl钢表面制备渗氮层,采用SEM、EDS、自动显微硬度测试、滑动干摩擦试验等测试方法探讨了渗氮温度对38CrMoAl钢渗氮层组织、硬度和耐磨性的影响规律。结果表明:渗氮层表面平整,白亮层、扩散层、基体之间过渡平缓;随着渗氮温度升高,扩散层厚度、渗层硬度、耐磨性均呈现先增加后降低趋势;渗氮温度为560℃时,渗层厚度达到最高值180μm,渗层硬度达到最高值1250 HV0.025;渗氮温度560℃、590℃时的渗层试样在摩擦试验过程中仅有轻微的磨粒磨损,耐磨性能最佳。

工艺参数对38MnVS钢锰系磷化膜表面形貌和耐蚀性的影响

目的研究磷化温度和时间对38MnVS钢磷化膜表面形貌、膜厚和耐蚀性的影响,获得38MnVS钢锰系磷化的最佳工艺参数。方法通过控制单因素变量,在不同磷化温度和时间下在38MnVS表面制备锰系磷化膜。通过扫描电镜(SEM)、测厚仪和硫酸铜点蚀测试等方法,对38MnVS钢表面磷化膜形貌、膜厚及耐蚀性能进行了分析。结果 38MnVS钢表面磷化膜为非均匀形核,磷化膜晶粒首先形成于划痕和晶界处。随磷化时间延长,磷化膜晶粒迅速覆盖基体表面,磷化膜厚度和耐蚀性不断增加。当磷化时间大于15 min时,磷化膜性能变化不大。当磷化温度小于75℃时,不利于磷化膜的生长,磷化膜不能完全覆盖基体,磷化膜的厚度和耐蚀性较低。随磷化温度的升高,磷化膜晶粒不断长大,磷化膜厚度和耐蚀性迅速增加。当磷化温度超过95℃时,磷化膜性能增速下降。结论 38MnVS钢的最佳磷化工艺为:85℃,15 min。