Mn18Cr18N加压冶炼的氮含量精准控制工艺分析与实验

高氮不锈钢中氮含量的精准控制是生产关键控制要素。以Mn18Cr18N高氮钢为研究对象,利用冶金学原理、Factsage热力学软件及热态实验与检测分析等方法,对加压感应熔炼过程钢种成分、温度及氮气压力与氮含量控制的关系进行研究。结果表明,基于理论数据的“成分-温度-压力”关系方程可信度高,3炉实验的氮气压力理论值、预测值与实际控制值吻合度良好。热态实验验证发现,Mn和Cr含量不变时,依靠提高氮分压可以提高钢锭中N含量,但是w[N]达到约1%时,通过提高氮分压增加氮含量的效果降低。Mn或Cr含量低时,可以通过提高氮分压达到提高氮含量的目的。降低钢中C和Si含量有利于钢中高氮含量的合金化及稳定控制。当需要控制Mn18Cr19N钢中的w[N]≥0.8%时,宜控制加压炉熔炼温度在1500~1550℃,氮气压力在0.225~0.325 MPa。

氮对07Cr18Ni11Nb不锈钢组织和性能影响

通过热力学计算软件Thermo-Calc 2023a、场发射扫描电子显微镜(FESEM)等进行第二相析出模拟和金相、性能检测分析:氮含量在0.013%时,07Cr18Ni11Nb凝固时氮的析出相主要有Nb(CN)、(Cr∶Ni∶Si∶N)复合相和σ相。随着氮含量增加到0.055%时,氮的析出相主要有Nb(CN)、(Cr∶Ni∶Si∶N)复合相,Z相也出现,晶粒有逐渐减小的趋势。室温25℃和高温600℃下屈服强度和抗拉强度都有所增加,但是屈服强度增加的幅度较抗拉强度多。

022Cr18Ti不锈钢酸洗板表面起皮缺陷原因分析

022Cr18Ti不锈钢热轧钢带在酸洗过程中发现表面存在长条状起皮缺陷,该类缺陷对后续使用存在较大的影响。对起皮缺陷进行了检测分析,确定表面起皮缺陷为铸坯皮下夹渣导致。研究并制定了相应的改进措施,有效解决了022Cr18Ti钢带表面的起皮问题。

激光冲击强化9Cr18钢及协同制备表面微坑研究

目的探索9Cr18钢经激光冲击强化后,二次激光冲击制备表面微坑的可行性和相关工艺。方法利用不同工艺参数对9Cr18钢试样进行单点冲击,使用激光共聚焦对单点冲击诱导的微坑进行轮廓形貌检测,使用显微硬度仪测量微坑区域的硬度;通过激光冲击对9Cr18钢进行全覆盖表面强化,并进行二次激光冲击,以制备表面微坑。结果对于单点冲击,表面凹坑深度随着激光冲击能量的增大而增大,并非呈线性增大。当冲击能量为12 J时,凹坑深度达到38.39μm。对于同能量单点双次冲击,其凹坑深度比单点冲击大。当冲击能量为12 J时,双次冲击深度最大达到49.05μm。在能量梯度叠加冲击时,以6 J为第1次冲击能量,将第2次冲击能量提高到12 J,此时凹坑深度达到58.61μm。对于不同脉宽冲击,在脉宽为26 ns时,不同能量冲击的凹坑深度均达到最深。经激光冲击强化后,采用不同能量进行二次冲击,在能量为12 J时凹坑深度为19.79μm。采用不同脉宽进行二次冲击,在脉宽为22、26 ns时,凹坑深度为13.61μm。结论表面微坑的深度随着能量、脉冲宽度和冲击次数的增加而增加;表面微坑的硬度随着能量和次数的增加而增大,硬度随着脉宽的增加呈先减小后增大的趋势;采用激光冲击工艺协同处理,可以强化9Cr18钢表面,并制备出一定深度的微坑,可为激光冲击对9Cr18钢的强化及表面织构化提供理论指导和工艺基础。

预加载和退火对Mn18Cr18N力学性能和微观组织的影响

为研究Mn18Cr18N奥氏体不锈钢在准静态和动态载荷下的微观组织演变和力学性能,利用万能试验机和分离式Hop-kinson压杆(SHPB)试验装置对Mn18Cr18N奥氏体不锈钢试样进行不同应变速率下的压缩试验,并采用金相显微镜(OM)、电子背散射衍射(EBSD)技术等表征方法对变形前和变形后的微观组织进行分析,探究其力学性能和强化机理。进一步对预加载后的试样进行950℃保温30 min的退火热处理,分析退火热处理对不同预加载Mn18Cr18N奥氏体不锈钢变形微观组织的影响。结果表明:准静态和动态下的强度均增强,预变形以滑移为主,含有大量位错,表现为位错强化机制;退火处理后发生完全静态再结晶,其引起的晶粒细化对材料塑性的提高起到积极作用。

9Cr18Mo不锈轴承钢的热变形行为研究

利用热压缩试验研究了9Cr18Mo不锈轴承钢在变形温度为950~1150℃、应变速率为0.01~10 s^(-1)条件下的显微组织演化和热变形行为。结果表明:9Cr18Mo不锈钢表现出较强的正应变速率敏感性和负温度敏感性,软化机制为动态再结晶和动态回复机制。建立了应变补偿型Arrhenius本构方程,计算值与试验值吻合。基于Murty准则建立了9Cr18Mo不锈钢的热加工图,结合显微组织分析,确定了9Cr18Mo不锈钢的最佳加工参数为:变形温度为1050~1120℃、应变速率为0.1~1 s^(-1)。采用EDS分析了9Cr18Mo不锈钢显微组织的成分分布,结合JMAPTPRO软件计算结果,确定了高温下未溶于基体的粗大带状碳化物由M_(7)C_(3)型碳化物和M_(23)C_(6)型碳化物组成。

冷轧变形对0Cr18Ni9奥氏体不锈钢组织与力学性能的影响

采用OM、SEM、XRD、维氏硬度计、万能试验机等研究了不同变形量冷轧对热轧态0Cr18Ni9奥氏体不锈钢组织与力学性能的影响。结果表明:随着冷轧变形量的增加,0Cr18Ni9不锈钢晶粒变形越来越明显,晶界处位错塞积不断加剧,晶界越来越模糊,组织中越来越多的奥氏体转变为马氏体。随着冷轧变形量的增加,0Cr18Ni9不锈钢的硬度、抗拉强度、屈服强度均逐渐升高,伸长率逐渐下降。冷轧变形量36%的0Cr18Ni9不锈钢的硬度、抗拉强度、屈服强度均达到最大值,分别为432.3 HV、1283.1MPa、1195.2 MPa。

熔速对高填充比06Cr18Ni11Ti电渣重熔铸锭凝固过程的影响

以06Cr18Ni11Ti钢高填充比电渣重熔铸锭为研究对象,通过建立瞬态电渣重熔过程的多相多物理场耦合模型,探究了熔速对电渣重熔过程中电磁、传热、流动及凝固行为的影响。结果表明,不同熔速下的电流路径基本一致,且存在明显的集肤效应,结晶器内部温度呈抛物线形分布,且温度梯度较大。随着熔速从5 kg/min增至7 kg/min,电流密度、洛伦兹力和焦耳热分别增加了16.2%、37.7%和63.3%;渣池最高温度从1902 K上升至2058 K;渣池内存在两对方向相反的涡旋,结晶器内的流动随熔速增大变得更加剧烈;在本文研究条件下,提高熔速会导致熔池深度增大、铸锭局部凝固时间延长;当熔速为5 kg/min时,局部凝固时间最短,熔池深度在结晶器直径的1/2~1/3,有助于保证铸锭良好的致密性和结晶质量。

0Cr18Ni9不锈钢钣金件的锈蚀防护工艺

针对0Cr18Ni9不锈钢深落压钣金件因热处理造成表面氧化皮较重,使用过程中出现锈蚀的问题,制定了磁力抛光、磁力抛光+钝化和钝化+磁力抛光等3种锈蚀防护改进措施,并与未处理试样进行了对比。结果表明:未处理、仅磁力抛光处理的试样经过96 h盐雾试验后腐蚀严重,经磁力抛光+钝化处理的试样经96 h盐雾试验后发生局部点腐蚀;而经钝化处理+磁力抛光的试样经96 h盐雾试验后未出现腐蚀,在960 h盐雾试验后仅出现局部锈蚀,表面依然光亮,耐盐雾时间是其余3种试样的10倍以上。

干切9Cr18不锈钢的成型刀具设计及加工工艺

针对9Cr18不锈钢材料耐磨性好,韧性、强度高,热导率低等难加工特点,结合加工现场干切及成型加工的实际需求,采用刀具材料、刃口参数、涂层协同优化设计的方法进行成型刀具设计。选取耐磨性好、具备干切能力、与铁基元素亲和力小的刀具材料,匹配耐高温、耐磨、润滑性良好的涂层涂覆,再兼顾刀具材料、涂层需求、加工工况等实际情况设计合理刀具参数。采取合适的加工工艺制造出成型刀具,使其达到刃形合理、刃口与涂层结合紧密、刃口质量良好、齿形准确、排屑顺畅等指标,满足实际生产要求。

06Cr18Ni11Ti管坯探伤与晶间腐蚀不合原因分析及改进措施

针对06Cr18Ni11Ti管坯探伤不合以及晶间腐蚀不合问题,采用光学显微镜和扫描电子显微镜对缺陷进行了检测和分析。结果表明:造成探伤不合与腐蚀开裂的原因是相同的,都是因为管坯中存在大量0.4~0.6 mm大尺寸链状TiN夹杂物团簇。通过控制Ti合金化过程中Ti含量、Al含量、炉渣成分,降低浇注温度,提高快锻机单道次压下量,有利于提高探伤、晶间腐蚀的合格率。

AOD法冶炼护环用奥氏体不锈钢1Mn18Cr18N

通过对1Mn18Cr18N护环钢中氮的溶解度进行热力学计算分析,发现增加钢水中Cr、Mn的含量,能够显著提高氮的溶解度。同时,随着钢水温度的降低,氮的溶解度也会提高。阐述了采用非真空感应炉和电弧炉、AOD与LF精炼等冶炼工艺生产1Mn18Cr18N护环钢的过程,并利用底吹氮气进行合金化处理,缩短了生产时间,同时成分控制也相当稳定。在使用AOD精炼底吹氮气进行合金化时,钢水中氮含量可达到0.547%,氮的溶解度趋于饱和。LF精炼过程在使用氮气底吹和含氮合金的情况下,钢中氮含量可达0.68%。

氮对Mn18Cr18N护环钢高温力学性能的影响

护环是汽轮发电机的重要部件.用Gleeble-1500热模拟试验机研究了成分(%)为:(1) 0.53C-16.98Mn-3.17Cr,(2) 0.12C-19.57Mn-19.27Cr-0.60N和(3) 0.06C-18.58Mn-19.15Cr-0.69N 3种护环钢在800～1 200 ℃的高温变形应力-应变曲线以及含N护环钢的高温塑性-断面收缩率.结果表明,随钢中氮含量的增加,动态再结晶需要的临界变形量越大,相应的变形抗力逐渐增大;含N钢在1 050 ℃塑性最大,高温塑性随钢中氮含量的增加而减小,因此改善变形方式以提高工艺塑性是防止热裂,提高护环质量的有效途径.

0Cr18Mo2与1Cr18Ni9Ti异种不锈钢焊接区显微组织的分析

采用光学显微镜、扫描电镜 (SEM)等设备对 0Cr18Mo2和 1Cr18Ni9Ti异种不锈钢焊接区进行了研究。结果显示该异种不锈钢焊缝及A一侧组织为少量的铁素体和奥氏体 ,但铁素体一侧靠近熔合区附近的铁素体晶粒有长大的倾向 。

0Cr18Mo2与1Cr18Ni9Ti异种不锈钢焊接工艺研究

对 0Cr18Mo2和 1Cr18Ni9Ti异种不锈钢采用手工电弧焊进行焊接 ,检验焊接质量 ,通过光学显微镜、扫描电镜(SEM)等手段分析焊接区的显微组织 ,测试力学性能。结果表明 ,焊接工艺规范合理 ,焊缝质量良好 。

不锈钢0Cr18Ni10Ti焊接头高温、高应变率下的动态力学性能

利用带有加热装置和同步组装系统的Hopkinson压杆系统对反应堆工程管道材料0Cr18Ni10Ti焊接头的母材和焊缝进行了高温、高应变率下的动态力学性能测试.实验的应变率范围为200—3800 s^(-1),温度范围为25—600℃,得到了材料在不同温度和应变率耦合作用下的应力-应变曲线。着重考察了两种材料塑性流变应力的温度和应变率敏感性,并得到了它们的Johson-Cook(J-C)模型.实验表明,母材和焊缝材料均具有较强的热软化效应及应变强化效应,而应变率强化效应相对较弱,并且这些效应本身也受到温度的影响.温度较高时,材料的塑性流变应力受应变和应变率强化的程度减弱,在一定变形量下甚至出现降低趋势.根据热激活位错运动理论对上述现象的内在机理进行了解释和探讨,并对试样的金相组织进行了观察和分析.

0Cr18Ni9不锈钢表面纳米化组织及其热稳定性对低温渗氮行为的影响

采用超音速微粒轰击技术(SFPB)对0Cr18Ni9不锈钢试样进行了表面纳米化处理,并对SFPB处理后的试样进行热处理和低温气体渗氮处理,分析讨论了表面纳米化组织及其热稳定性对低温渗氮行为的影响.结果表明:经SFPB处理后,试样表层形成厚约250μm的变形区,表面组织为纳米晶,平均晶粒尺寸为15 nm,其变形机制以孪生为主,变形同时表面发生了马氏体相变,表面硬度明显提高.对SFPB处理的试样经450℃热处理后,纳米晶未发生明显粗化,马氏体量减少很小,硬度保持稳定,因而具有良好的热稳定性.晶粒细化、马氏体相变及其良好的热稳定性有利于实现低温快速渗氮,使渗层厚度明显增加,表层硬度得到进一步提高,硬度分布梯度也得到了改善.

5A02/0Cr18Ni9异种金属电子束焊接接头组织与性能

对5A02防锈铝与不锈钢0Cr18Ni9进行了电子束焊接,分析了接头成形、显微组织、力学性能与断口特征.结果表明,铝、钢的对中焊接头中生成了大量的脆性Fe-Al金属间化合物,未能实现有效连接.偏束焊接头成形总体较好,两母材实质为熔—钎连接,铝—钢界面上生成了一层厚度为1.5μm的化合物层,X射线衍射分析结果显示化合物层由FeAl,FeAl3与FeAl6等相混合组成.熔—钎焊接头最高抗拉强度达136MPa,为铝母材强度的62.7%,断口呈现出脆性断裂与韧性断裂的混合特征,接头的断裂发生在化合物层及其附近的铝焊缝区域.

表面纳米化预处理对1Cr18Ni9Ti不锈钢渗硫层摩擦学性能的影响

用超声速微粒轰击表面纳米化技术在1Cr18Ni9Ti不锈钢表面制备了晶粒尺寸约为30 nm的具有随机取向的等轴状纳米晶表层,后用低温离子渗硫技术在部分纳米化样品和原始样品表面分别制备了硫化物层。在УТИ-1000型球盘式摩擦磨损试验机上对比研究了干摩擦条件下纳米化处理前后的1Cr18Ni9Ti不锈钢及两种渗硫试样的摩擦学性能。结果表明,纳米化处理明显提高了1Cr18Ni9Ti钢的摩擦学性能和低温离子渗硫的效果,纳米化表面的摩擦因数由0.65降低到0.45,而纳米化预处理后渗硫层厚度由1μm增加到3.5μm。分析认为,这些性能的提升主要与纳米晶表面层具有较高的硬度、强度和化学活性有关。原始1Cr18Ni9Ti钢的主要磨损机制为磨料磨损和粘着磨损,而表面纳米化处理后转变为以疲劳磨损为主。

0Cr18Ni9Ti钢焊接接头表面纳米化及接头抗H_2S应力腐蚀性能的研究

为了提高不锈钢焊接接头的组织均匀性及其抗H2 S应力腐蚀性能 ,采用超音速颗粒轰击 (SupersonicParticlesBombarding缩写为 (SSPB) )技术对 0Cr18Ni9Ti不锈钢焊接接头表面进行处理 ,利用金相显微镜和透射电镜对材料表面的微观组织进行了分析。利用X射线应力衍射仪对纳米化后的式样进行残余应力分析 ,抗硫化氢应力腐蚀试验按照GB4 15 7- 84标准执行。结果表明 ,经超音速颗粒轰击处理可以使样品表层晶粒细化至纳米量级 ,表层晶粒尺寸平均为 10 .4nm ,而且表层组织得到均一化。试验证实抗H2