喷丸对4Cr5Mo2V钢高温摩擦磨损性能的影响

对4Cr5Mo2V钢试样进行3道次复合喷丸,通过与未喷丸试样对比,研究了喷丸对试验钢表面形貌、显微组织、硬度、残余应力以及高温(100,300,500℃)摩擦磨损性能和机制的影响。结果表明:喷丸处理显著提高了试验钢表面粗糙度,使试验钢表面形成了明显的塑性变形层、硬化层与残余压应力层;在100,300,500℃下,与喷丸前相比,喷丸后试验钢的磨损率分别降低了41.8%,17.1%,63.3%,耐磨性能的提高与喷丸产生的硬化层和残余压应力层有关。在100,300℃下,喷丸前后试验钢的磨损机制均主要为黏着磨损和磨粒磨损,而当温度升高至500℃时,磨损机制为氧化磨损,喷丸试验钢仍能保持较高的硬度与残余压应力,同时表面氧化层更致密稳定,仅发生轻微氧化磨损。

新型冷作模具钢9Cr5Mo2V不同热处理下的性能研究

以新型冷作模具钢9Cr5Mo2V为研究对象,通过淬回火温度对硬度的影响规律,选出5种不同的热处理工艺,对比不同工艺下模具钢的横、纵向冲击韧性、抗弯强度和耐磨性能,并与7Cr5Mo2V钢进行对照。结果表明,9Cr5Mo2V钢在1030℃淬火、520℃回火热处理下具有极佳的硬度(63.6 HRC)和耐磨性能(260.16 min/mm3);970℃淬火、520℃回火热处理后,其纵向平均冲击功最高,达62.83 J;经970℃淬火、210℃回火热处理后,9Cr5Mo2V钢具有优良的抗弯性能,纵向抗弯强度为3621.9 MPa。9Cr5Mo2V钢的纵向冲击功和抗弯强度均高于横向的纵向冲击功和抗弯强度。

1Cr12Ni3Mo2VN不锈钢的电化学腐蚀行为

为探究氯离子环境下阳极极化对于马氏体不锈钢的腐蚀行为、再钝化行为的影响,采用循环极化、恒电位极化、电化学阻抗谱等电化学测试方法,并利用激光共聚焦显微镜、扫描电镜、能谱仪和X射线光电子能谱等手段研究阳极极化电位对1Cr12Ni3Mo2VN不锈钢耐蚀性的影响,分析了材料点蚀与再钝化的行为过程,以及耐蚀性与钝化膜成分的关系。结果表明,钝化区低电位下极化时表面不发生点蚀,钝化膜中Cr_(2)O_(3)、Fe_(2)O_(3)含量占比增加而氢氧化物减少,增强了钝化膜的稳定性,材料耐蚀性提高;钝化区高电位下极化时电化学阻抗谱低频区出现感抗弧,材料表面形成稳态点蚀,蚀孔呈半椭球形,蚀孔内表层Cr、Mo含量升高而Fe、Ni含量降低;在混合电位下降至保护电位后发生再钝化现象,修复后的钝化膜较薄,阻抗值减小,点蚀敏感性增加。

4Cr5Mo2V钢与4Cr5MoSiV1钢组织和性能的对比

采用金相检验、冲击试验、扫描电镜及能谱分析等方法对4Cr5Mo2V钢和4Cr5MoSiV1钢的组织、性能进行对比分析,并用软件模拟计算相图。结果表明:4Cr5Mo2V钢较4Cr5MoSiV1钢的V元素含量降低、Mo元素含量升高,改变了钢中MC相的稳定性;4Cr5Mo2V钢中高熔点MC相液析碳化物的溶解温度和含量较4Cr5MoSiV1钢降低,使4Cr5Mo2V钢的冲击韧性增大。

高强无磁不锈钢Cr21Ni13Mn5Mo2N的热加工特性

利用Gleeble 3800热模拟机对奥氏体不锈钢Cr21Ni13Mn5Mo2N进行热压缩实验,研究该钢种的高温变形与应变速率以及温度的关系,建立了双曲正弦本构方程,最终得到其热激活能为679.58 kJ/mol,应变速率因子Z=εexp(679580/R T)。实验结果表明,在950~1200℃,0.01~10 s^(-1)条件内,材料变形过程均发生动态再结晶,在950℃,应变速率为0.1 s^(-1)条件下,再结晶开始的变形量为10%。流变应力随温度升高及应变速率降低呈现明显下降趋势,由950℃、10 s^(-1)时的326 MPa降低至1200℃、0.01 s^(-1)时的75 MPa。结合微观组织分析及锻造试验,对压缩试样开裂问题进行深入探究,结果表明晶界处碳、氧化物的聚集恶化晶界塑性,导致热变形过程中在该处形成裂纹源并逐步扩展。通过热处理和热变形试验,确定Cr21Ni13Mn5Mo2N电渣锭在1170℃固溶6 h后晶界碳、氧化物消除,电渣锭晶界处结合力明显提升,成功消除锻造开裂问题,实现锻造成材率大幅提升。

Eu^3＋激活的La2Mo2O9红色荧光粉的制备与性能

利用高温固相法制备了Eu3+掺杂的La2Mo2O9红色荧光粉,并对这种荧光粉的结构及发光性质进行了研究。XRD结果表明,实验合成了单一立方相的La2Mo2O9荧光粉体。该荧光粉的激发光谱由一宽带和一系列的锐峰组成;发射光谱由一系列锐峰组成,这些都与Eu3+的特征跃迁5DJ(J=0,1)和7FJ(J=1~4)相对应。结果表明该荧光粉可被395nm的紫外光和470nm的可见光有效激发,并发出峰值位于620nm左右的红光,亮度可达到传统红色荧光粉Y2O2S∶Eu3+的1.5倍以上,这表明它可以作为'蓝+黄'模式白光LED的红色补光粉,也可以作为UV-LED激发三基色荧光粉体系中的红色荧光粉。研究了Eu3+的掺杂浓度以及不同助熔剂对样品发光性质的影响。Eu3+的摩尔分数为0.3时,发光强度达到最强。质量分数为3%的NH4Cl作为助熔剂时效果最好。

喷丸强化对0Cr13Ni8Mo2Al钢疲劳性能的影响

研究了表面喷丸强化后表面残余应力、表面粗糙度和表面层残余压应力场对 0 Cr13Ni8Mo2 Al钢疲劳性能的影响。结果表明 :0 Cr13Ni8Mo2 Al钢经喷丸强化后 ,在表面层残余压应力场的作用下疲劳裂纹源由表面被“驱赶”到表面强化层下 。

0Cr13Ni8Mo2Al钢与铝合金和钛台金接触腐蚀与防护研究

通过测定0Cr13Ni8Mo2Al钢与铝合金（LY12）和钛合金（TC4）组成的电偶对的电偶电流的方法,研究了0Cr13Ni8Mo2Al钢在使用中与铝合金和钛合金接触时发生电偶腐蚀的敏感性。研究结果表明:0Cr13Ni8Mo2Al钢与铝合金接触时会产生严重的电偶腐蚀,必须进行防护处理方可使用;与钛合金接触时产生的电偶腐蚀很轻微,可以不进行防护。0Cr13Ni8Mo2Al钢表面进行镀镉钛防护后,与铝合金接触时的电偶电流密度大为减小,相差近10倍;采用环氧锌黄底漆、XM-33-4双组分密封胶防护可以有效地防止0Cr13Ni8Mo2Al钢与铝合金和钛合金接触产生的电偶腐蚀。

10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒长大行为

通过在不同加热温度和保温时间下等温奥氏体化,研究了10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒长大行为。结果表明:900~1150℃温度区间内,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高、保温时间延长而增大,且随保温时间延长,晶粒尺寸均匀性下降;由于碳氮化物在1100℃以上发生溶解,1100℃以上奥氏体晶粒发生粗化;1200~1280℃温度区间内,由于δ铁素体相的析出,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高而减小。拟合得到900~1150℃温度区间内10Cr12Ni3Mo2VN钢奥氏体晶粒生长模型为D=6.67×107×t0.303×exp(-1.81×105/RT)。

应变强化022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢室温低周疲劳性能研究

采用MTS809伺服液压试验机、金相显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪,研究了应变强化022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢的室温低周疲劳性能。研究结果表明:与固溶处理(ST)试样相比,应变强化(PSS)试样显示了较低的全应变疲劳寿命。除预应变4%试样在应变幅0.25%以及预应变8%试样在应变幅0.25%,0.5%表现了连续的软化,ST与PSS试样在整个循环中显示了初始循环硬化的应力响应。ST和PSS试样的裂纹萌生、扩展模式均为穿晶扩展。采用Manson―Coffin方程对各试样的低周疲劳寿命进行了预测。

热处理制度对0Cr13Ni8Mo2Al钢组织和性能的影响

研究了热处理制度对 0 Cr1 3 Ni8Mo2 Al钢微观组织和性能的影响。结果表明 ,含有高密度位错的板条马氏体及与基体共格的细小弥散分布的β- Ni Al沉淀析出是该钢具有高强度的主要原因。 5 3 0℃左右时效强度达到峰值 ,5 1 0℃左右时效冲击韧性处于谷值。

5Cr4W5Mo2V热作模具钢的等温淬火工艺和韧性

针对5Cr4W5Mo2V热作模具钢的硬度、耐磨性、耐回火性和热稳定性较好,但冲击韧性相对较低的问题,利用下贝氏体组织兼具强度和韧性的特点,对5Cr4W5Mo2V钢进行等温淬火热处理改善其韧性,并通过显微组织与力学性能对比分析,优选最佳等温淬火时间参数。结果表明,5Cr4W5Mo2V钢经1150℃奥氏体化,330℃等温淬火60 min以上处理后,得到下贝氏体含量在60%以上的下贝氏体+马氏体+残留奥氏体复相组织,试样的冲击韧性明显提高,其中等温淬火120 min时达到247.75 J/cm2。

马氏体沉淀硬化不锈钢0Cr13Ni8Mo2Al的腐蚀性能

研究了马氏体沉淀硬化不锈钢0Cr13Ni8Mo2Al的腐蚀性能,即应力腐蚀敏感性、抗氧化性能和抗盐雾腐蚀性能等。研究表明该钢具有较好的抗应力腐蚀性能,其应力腐蚀断裂形貌为穿晶、解理断裂,并有二次裂纹。500℃抗氧化性能很好,属于完全抗氧化级。抗盐雾腐蚀性能较好,经500h盐雾腐蚀试验,试样表面只有轻微的锈蚀,腐蚀速率较低。

淬火和回火温度对W4Mo2Cr4VNb高速钢组织和力学性能的影响

研究了淬火、回火温度对W4Mo2Cr4VNb钢组织和力学性能的影响。结果表明,随着淬火温度提高,试验钢奥氏体晶粒长大较快;淬火温度从1160℃提高到1200℃,高温回火后钢的二次硬化能力明显地提高了,但韧性急剧降低;试验钢在560℃左右回火时出现二次硬化峰;经1160℃淬火,580℃回火后试验钢韧性和抗弯强度较好;经1200℃淬火、560-580℃回火后,红硬性良好。

1Cr12Ni3Mo2VN核电用叶片钢高温本构关系

1Cr12Ni3Mo2VN是用于核电常规岛汽轮机末级叶片的新型钢种。在温度850℃~1 200℃,应变速率0.01s-1~20s-1条件下,利用Gleeble3500热模拟试验机对该钢种试样进行了等温压缩试验。采用双曲正弦函数描述流动应力、变形温度和应变速率的关系,获得了该钢种的高温本构关系方程,并采用试验数据验证了方程的准确性,为核电叶片锻造工艺的设计和模拟提供了合理的材料参数。

奥氏体不锈钢00Cr17Ni14Mo2断裂力学参量的有限元计算和实验验证

奥氏体不锈钢00Cr17Ni14Mo2由于具有优越的综合机械性能而被用于制造重要零部件。为了使奥氏体不锈钢00Cr17Ni14Mo2零部件能安全工作,用MTS高级材料实验机在应变控制条件下获得奥氏体不锈钢00Cr17Ni14Mo2的单向拉伸应力应变曲线和常规的机械性能参数;用三点弯曲试件测定了00Cr17Ni14Mo2的J积分。基于虚拟裂纹闭合法和Rice的J积分法,利用ANSYS有限元商业软件对三点弯曲试件进行了有限元分析计算,获得了相应载荷下的能量释放率G和J积分。并将计算结果与实验值进行了比较。理论计算与实验结果的比较表明:理论计算与实验结果相当吻合,该方法可用于奥氏体不锈钢构件断裂力学参量的数值分析和计算。

0Cr13Ni8Mo2Al钢在900～1050℃时的变形组织演变规律研究

采用Gleeble热模拟试验机,在变形温度900～1050℃和应变量0～0.69条件下对原始等轴组织的0Cr13Ni8Mo2Al钢进行等温恒应变速率(10 s-1)压缩试验,研究了0Cr13Ni8Mo2Al钢变形组织的演化规律。结果表明,在本实验变形条件下,0Cr13Ni8Mo2Al钢在变形过程中没有发生完全再结晶,只发生部分再结晶。当应变量小于0.29时,再结晶非常少;当应变量达到0.29后,再结晶明显增多。当变形温度为900～1000℃时,平均晶粒尺寸随温度的变化较小;在1000～1050℃时,平均晶粒尺寸随温度的变化较大。当应变小于0.29时,平均晶粒尺寸明显地随应变增大而减小;当应变达到0.29时,平均晶粒尺寸缓慢地随应变增大而减小。

1Cr12Ni3Mo2VN(M152)耐热钢的脆化机制

12%Cr耐热钢的脆化一直是材料研究的热点问题,借助于力学性能测试、金相分析、断口扫描分析以及TEM微观结构分析,研究了1Cr12Ni3Mo2VN(M152)耐热钢在淬火、回火以及时效过程中产生的脆性,结果表明:淬火时的冷却速度对冲击韧性有显著的影响,冷却速度过慢将导致不可逆脆性,其脆化机制是由于缓冷时M23C6碳化物沿原奥氏体晶界连续析出,以及回火时残余奥氏体发生分解导致M2C碳化物沿奥氏体薄膜连续析出,杂质元素的原奥氏体晶界偏聚不是产生脆化的原因,导致不可逆脆化的淬火缓冷通过的温度区间为820℃～660℃;与回火温度有关的脆性有二类:450℃～500℃回火产生的(475脆性),脆化严重,其脆化机制是杂质元素的原奥氏体晶界偏聚和脆性相的析出,去脆化处理可以恢复其韧性;另一类是在约625℃回火产生的,脆化程度较轻;高温回火后缓冷引起的脆化很复杂,杂质元素的晶界偏聚、粗碳化物的析出以及二次淬火均导致回火脆性,通过去脆化处理均可以恢复其韧性。杂质元素的晶界偏聚是脆化的主导机制,二次淬火引起的脆化受环境影响非常大,引起的脆化也非常严重,是产品质量不稳定的主要原因。595℃长期时效脆化主要是由碳化物的析出以及杂质元素的非平衡晶界偏聚引起的,临界时间约为100h,通过去脆化处理可以恢复其部分韧性。

奥氏体化温度对3Cr3Mo2NiVNb钢组织和力学性能的影响

利用SEM、TEM和高温共聚焦显微镜技术,研究了3Cr3Mo2NiVNb二次硬化钢不同奥氏体化温度下淬火的显微组织和力学性能。结果表明,在900~1000℃奥氏体化时,淬火组织中存在未溶碳化物,导致硬度偏低。在1000~1050℃,大部分碳化物溶解,晶粒长大,韧性缓慢下降,这说明MC型碳化物仍能有效抑制奥氏体晶粒的长大。在1050~1100℃,奥氏体晶粒迅速长大,韧性急剧减小,说明MC型碳化物已不能有效抑制晶粒的长大。随淬火温度升高,钢的淬火硬度增大,但淬火态与回火态硬度差值减小。

00Cr17Ni14Mo2不锈钢高温氮离子注入层的氮分布和组织

研究了在１５０℃～４６０℃范围内氮离子注入００Ｃｒ１７Ｎｉ１４Ｍｏ２奥氏体不锈钢后，注入层的氮分布和组织结构。结果表明，注入层的氮分布和表面组织结构依赖于注入温度。注入温度高于２５０℃，氮发生了明显的扩散，氮离子的表观扩散系数与温度的关系较好地满足Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ方程；与低温离子注入相比，表面含氮层深度呈数量级的增加，且氮离子的保持剂量率随注入温度升高而增加。注入温度高于３５０℃时。