热处理工艺对塑料模具钢10Ni2Cr2MnCuMoVAl组织和性能的影响

研究了固溶温度、时效温度及时间对10Ni2Cr2MnCuMoVAl塑料模具钢热处理后的微观组织和力学性能的影响。结果表明：固溶处理后,10Ni2Cr2MnCuMoVAl钢的组织主要是板条马氏体构成,且随固溶温度的升高,马氏体板条发生明显宽化,并在890℃固溶后达到硬度最高值。时效处理后的组织由板条马氏体、粒状贝氏体和析出碳化物构成。当时效温度区间为460～520℃,随着时效温度的升高,材料的强度逐渐升高,韧性逐渐降低,并在520℃达到强度峰值;时效温度高于520℃时,随着温度升高,材料硬度降低,冲击韧性升高。分析在540℃不同时效时间处理后的性能可知,试验钢在8h达到力学性能峰值。通过比较试验钢在不同时效处理后的力学性能数据,10Ni2Cr2MnCuMoVAl钢的最佳热处理工艺为：880℃固溶处理2h＋空冷,随后在520℃时效处理4h＋空冷。

20Cr2Ni3钢顶头表面氧化膜断裂行为的数值研究

基于试验数据,利用扩展有限元方法(extended finite element method,XFEM)和内聚力模型(cohesive zone model,CZM),对20Cr2Ni3钢顶头表面氧化膜的断裂行为进行了数值分析,研究了氧化膜受力方向和孔洞对裂纹生长行为的影响。结果表明:氧化膜受力方向影响裂纹扩展路径,外层氧化膜裂纹尖端的J积分和应力强度因子K_I随着θ角(受力方向与氧化膜的夹角)的增大而减小,当θ角增大到90°时裂纹停止生长;外层氧化膜上孔洞使得裂纹尖端的J积分和应力强度因子K_I减小。同时,孔洞的存在使得外力传递到内层氧化膜时产生应力集中和偏移,导致内层裂纹受力不均,减小了受力方向对内层裂纹生长的影响。

2Cr12Ni4Mo3VNbN钢的冲击性能

将不同炉次的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢锭锻造成ϕ220 mm棒材。对棒材进行1050℃保温1 h油淬、560℃回火2 h空冷和540℃回火2 h空冷。棒材的冲击试验表明,钢锭顶部和底部锻制的棒材冲击性能差异较大。为此,检测了由两炉次钢锭锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材的冲击韧度、冲击断口形貌、化学成分、显微组织和析出相成分。结果表明:钢锭顶部和底部锻制的2Cr12Ni4Mo3VNbN钢棒材中一次MX型析出相的含量和分布不同,从而导致其冲击性能差异较大。

14Cr17Ni2不锈钢锥形螺栓断裂分析

某锥形螺栓在摇动时发生断裂,通过对断口进行宏观和微观观察,可知螺栓的断裂性质为沿晶脆断。根据金相组织和维氏硬度检测结果,判断该螺栓硬度偏硬与其组织中无铁素体有关,结合其能谱成分、断裂性质以及回火温度情况,推断该螺栓可能存在回火脆性,最终通过人为打断在570℃回火有铁素体和无铁素体的14Cr17Ni2不锈钢试样,证明无铁素体的试样在570℃回火后脆性更大,断口为沿晶脆断,而有铁素体的试样断口则以准解理为主,确定了锥形螺栓的断裂是因回火温度处于回火脆性区间及组织中无铁素体相互作用而产生的。

1Cr11Ni2W2MoV不锈钢轴承盖表面线性缺陷分析

对多个1Cr11Ni2W2MoV不锈钢轴承盖出现的线性缺陷进行研究,从宏观和微观角度对缺陷进行检测分析,结果表明:轴承盖零件出现的线性缺陷为锻造折叠缺陷,形成原因主要与多火次成形过程中毛坯毛刺被挤入以及捶打位置偏离有关。在此基础上,对锻造折叠的形成机理、危害和预防措施进行相关阐述。

1Cr11Ni2W2MoV不锈钢气体渗氮工艺研究

研究了1Cr11Ni2W2MoV马氏体不锈钢气体渗氮工艺参数对试样尺寸变化的影响,讨论了固溶冷却介质对其钝化膜形成与气体渗氮的影响。通过光学显微镜、扫描电镜和X-ray衍射仪分析了渗氮层组织和物相,利用显微硬度计检测了其硬度,采用中性盐雾试验评价了钝化膜形成能力。结果表明:1Cr11Ni2W2MoV不锈钢固溶油淬时,其中性盐雾试验24h时发生表面锈蚀现象。在600℃×12h气体渗氮时,渗氮层由Fe_(2-3)N与Fe_(4)N相为主和少量CrN相组成,渗层硬度950HV0.1以上,渗层厚度≥260μm。采用固溶水淬时,中性盐雾试验72h未发现表面锈蚀现象,其渗层深≤10µm,表明固溶快速冷却有利于提升马氏体不锈钢表面钝化膜形成能力。

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。

G20Cr2Ni4A轴承滚子开裂失效分析

采用金相显微镜、洛式硬度计、扫描电镜、X荧光光谱仪等检测分析手段,对材质为G20Cr2Ni4A的轴承滚子开裂原因进行分析。结果表明:G20Cr2Ni4A钢的化学成分、硬度、渗碳层深度及金相组织等均符合技术标准要求;失效滚子基体中存在的氢脆缺陷,大大增加了材料脆性,此为其快速脆性断裂的主要原因。

14Cr17Ni2钢锻件断裂原因分析

针对14Cr17Ni2钢锻件锻造退火后出现裂纹的原因对裂纹周围试样进行取样,对金相试样及断口位置进行了金相显微观察、扫描电镜形貌观察和能谱分析,研究了锻钢金相组织和热处理工艺,并对14Cr17Ni2钢锻件原料采购及锻造热处理工艺进行了改进,可以避免14Cr17Ni2钢锻件锻后裂纹的出现。

飞秒激光烧蚀齿曲面的复耦合模型及形貌影响

针对飞秒激光烧蚀齿曲面过程中能量累积效应与变离焦效应对齿面形貌与烧蚀尺寸的影响问题,建立飞秒激光烧蚀复耦合模型,通过有限差分法求解得到激光烧蚀面齿轮材料18Cr2Ni4WA的电子与晶格在不同的脉宽与能量密度下的温度变化分布,对烧蚀凹坑的深度及半径进行仿真。考虑激光束在加工齿面时,与被加工齿面之间存在倾斜角,根据光斑能量分布方式得到齿面底角与激光能量的定量关系,结合焦半径与折射率的变化,对飞秒激光烧蚀齿面深度、半径与形貌进行研究。通过实验得到当激光能量密度为1.783 J/cm^(2)且被加工齿面底角过大时,激光能量降低烧蚀过程只发生在材料表面;当能量密度为2.376 J/cm^(2)、激光脉冲数为3000时,烧蚀凹坑的微结构细密良好。研究结果表明飞秒激光烧蚀曲面时,激光有效能量随着倾斜角的变化降低,同时激光光斑的能量分布影响了烧蚀凹坑深度的变化,可为提高飞秒激光加工齿曲面质量提供参考。

1Cr11Ni2W2MoV钢疲劳裂纹闭合与试样类型的相关性

压力容器材料的疲劳裂纹扩展门槛值在预测服役寿命方面具有重要意义,而门槛值的准确测定常受到裂纹闭合的影响。为了验证采用角裂纹(CC)试样测定疲劳裂纹扩展门槛值时是否受裂纹闭合影响,采用1Cr11Ni2W2MoV钢加工了角裂纹试样和紧凑拉伸(C(T))试样,在室温下开展了疲劳裂纹扩展门槛值试验,并测定了门槛值对应的载荷-裂纹张开位移曲线。通过扫描电子显微镜对断口形貌中由裂纹闭合产生的磨损痕迹进行了观察。结合试验结果分析了两种试样类型的裂纹闭合程度及成因。通过CC试样测定的门槛值与C(T)试样相近或更小。在所测试4个CC试样中,仅有一个出现了足以影响裂纹扩展驱动力的裂纹闭合现象,而在所有测试的C(T)试样中均观察到了裂纹闭合。CC试样可用于疲劳裂纹扩展门槛值试验,并在当前试验条件下获得了接近理想门槛值的结果。

直升机飞行安全件锻造残余应力与表面裂纹研究

针对残余应力导致某型直升机锻件表面裂纹萌生问题,系统研究了35Cr2Ni4MoA飞行安全件表面裂纹形成机理与防治方法。结果表明,35Cr2Ni4MoA锻后冷却方式对残余应力影响显著,空冷残余应力明显高于缓冷(坑冷),坑冷残余应力均值为1080 MPa。另外,残余应力受终锻温度影响显著,残余应力随终锻温度升高基本呈现增大趋势。锻后退火和吹砂可有效降低35Cr2Ni4MoA锻件残余应力。残余应力大于600 MPa时,35Cr2Ni4MoA锻件在盐酸下易产生应力腐蚀,且裂纹长度、宽度和深度与残余应力和腐蚀时间呈正相关。未进行退火处理以降低残余应力时,35Cr2Ni4MoA锻件不能进行酸洗处理。

15Cr16Ni2MoN新型马氏体热强钢热变形行为研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机在变形温度为950~1150℃、应变速率为0.1~10 s^(-1),最大变形量为50%的条件下对15Cr16Ni2MoN钢进行了单道次热压缩试验。根据应变硬化速率θ-应力σ曲线的拐点以及-dθ/dσ-σ曲线计算得到临界动态再结晶(DRX)的临界应力σc与温度T的关系。结果表明,在高应变速率(1和10 s^(-1))下观察到较为稳定的流动行为,在低应变速率0.1 s^(-1)时,DRX程度更充分并显著改变了真应力-应变曲线变化趋势。DRX发生需要的临界应力σc随温度的升高而逐渐降低,随应变速率的增加逐渐提升。基于Arrhenius模型预测了合金钢的组织演化规律,绘制了在不同应变量下的热加工图,确定最佳热加工区间为变形温度为1030~1070℃,应变速率为0.10~0.22 s^(-1),并通过金相显微组织观察予以验证。

冷轧变形量对00Cr17Ni13Mo2N不锈钢组织和硬度的影响

对固溶态00Cr17Ni13Mo2N不锈钢进行了不同变形量的冷轧试验,采用OM、XRD、硬度测试等研究了不同冷轧变形量对不锈钢组织与硬度的影响。结果表明:固溶态00Cr17Ni13Mo2N钢组织为单一奥氏体组织。经不同变形量冷轧后钢发生了形变诱导马氏体相变,随着冷轧变形量的增加,钢中α’-马氏体体积分数逐渐增加,钢的硬度逐渐提高。轧制变形量80%的钢中α’-马氏体体积分数达到了70.6%,硬度达到421 HV,比固溶态试验钢硬度提高了152.1%。

20Cr2Ni4A钢的高温热变形行为及热加工图

利用热模拟试验机,在变形温度800~1050℃、应变速率0.01~5 s^(-1)条件下对20Cr2Ni4A钢进行单道次热压缩试验,对获得的真应力-真应变曲线进行摩擦修正,根据摩擦修正后的曲线,分析了其高温热变形行为,构建了热变形本构模型,绘制了热加工图。结果表明:通过摩擦修正计算得到的流变应力小于实测应力,二者差距随应变增加而增大;当变形温度为850~1050℃,应变速率为0.01~0.1 s^(-1)时,试验钢在热压缩过程中的动态再结晶较明显;构建的热变形本构模型能够很好地预测试验钢在高温变形时的峰值应力,预测值与实测值的平均相对误差在3.44%;由建立的热加工图结合显微组织,得出试验钢适宜的热变形工艺参数为变形温度875~925℃、应变速率0.01~0.02 s^(-1)和变形温度925~1050℃、应变速率0.01~1 s^(-1)。

18Cr2Ni4WA钢奥氏体形核和长大行为研究

在齿轮热加工过程中,发现有晶粒粗大不均匀即混晶现象,严重影响着大型风电齿轮的综合性能以及该新型材料的推广应用。为了细化晶粒、改善大型齿轮综合力学性能,以18Cr2Ni4WA大型齿轮钢为研究对象,研究其锻后热处理过程中奥氏体晶核形成及其晶核长大行为。结果表明,该钢的形核和长大都与α相再结晶有关,在临界温度(700℃)主要是针状形核,临界温度以上(740℃)发生球状形核。随着α相再结晶完成,长大趋于等轴状,且奥氏体均匀化。

12Cr2Ni4A钢球面垫圈开裂原因

某航空发动机经工厂试车后,发现其球面垫圈外圆发生开裂。采用宏观观察、断口分析、能谱分析、金相检验、硬度测试等方法对该球面垫圈的开裂原因进行了分析。结果表明:该球面垫圈经氰化处理后,在磨削加工过程中,磨削温度过高导致磨削烧伤,形成黑色团状区域,该区域在快速冷却后,存在较大的残余应力,从而在该区域产生磨削裂纹,最终导致该球面垫圈发生开裂。

高强度30Cr2Ni4MoV钢低压转子锻件断裂韧性研究

断裂韧性是汽轮机转子设计、制造和安全性运行评估的关键材料数据之一。测试研究结果显示,汽轮机低压转子锻件用830 MPa强度等级30Cr2Ni4MoV钢在室温下的断裂韧性为264 MPa·√m。通过与其他强度等级的30Cr2Ni4MoV钢的断裂韧性数据进行对比分析,可见随着强度等级提高,30Cr2Ni4MoV钢的室温断裂韧性略有下降,但830 MPa强度等级钢的室温断裂韧性与常用的760 MPa等级基本处于同一水平,仍保持在较高值上。研究成果可为高强度30Cr2Ni4MoV钢低压转子锻件的设计制造提供参考。

步冷试验对核电低压转子30Cr2Ni4MoV钢组织及力学性能的影响

为了解决30Cr2Ni4MoV低压转子钢的长期时效脆化问题,采用化学成分和显微组织分析以及室温拉伸、硬度、冲击、韧脆转变温度测试等方法,研究了步冷试验对核电汽轮机30Cr2Ni4MoV低压转子钢组织及力学性能的影响。结果表明:步冷试验过程中,低压转子钢的晶粒长大,碳化物聚集粗化,导致其拉伸强度和硬度降低,室温冲击吸收能量降低,韧脆转变温度升高,但步冷试验后力学性能的下降并不明显,据此判断所研究的30Cr2Ni4MoV低压转子钢对时效脆化不敏感。

列车制动系统杠杆螺栓用17Cr16Ni2不锈钢疲劳裂纹扩展规律

针对Paris幂律方程计算获得的疲劳裂纹扩展速率在扩展后期小于真实值的问题,以列车制动系统杠杆螺栓用17Cr16Ni2不锈钢为研究对象,进行空气中以裂纹尖端应力强度因子范围△K为驱动参量的疲劳裂纹扩展速率da/d N试验研究,建立相应的da/d N-△K曲线方程,并采用扫描电镜观察分析试样断口。结果表明:有效da/d N相应的△K近似为16~90 MPa·m^(1/2),当△K约为16~72 MPa·m^(1/2)时,da/d N-△K数据分布可以较好地用Paris幂律方程表达;当△K约为72~90 MPa·m^(1/2)时,由于驱动力越来越大,试样裂纹尖端附近因屈服区过大而不满足Paris幂律方程所要求的小范围屈服条件,使得da/d N-△K数据逐渐偏高于Paris幂律方程曲线;在整个有效△K内,da/d N-△K数据分布可用递增多项式表达;在疲劳裂纹扩展后期,试样断口呈现大量撕裂棱、二次裂纹、疲劳辉纹等微观特征,表明裂纹尖端附近应力越来越大,致使其附近塑性区也越来越大,不再满足小范围屈服要求,从微观上佐证了疲劳裂纹扩展后期用断裂力学法计算的塑性区因过大而不满足Paris幂律方程要求的结果。