冷变形工模具钢强度、塑性、韧性及冲击疲劳抗力的研究

本文选用冷变形工模具钢T8、T10、GCr15、6CrW2Si、6Cr4Mo3Ni2WV 和W18Cr4V钢进行了拉仲、弯曲、扭转、压缩、断裂韧性和冲击疲劳试验。结果表明,各钢种在拉伸、弯曲、扭转和压缩状态下测得的屈服极限以及相应的拉伸断面收缩率(ψ)、抗弯塑性挠度(f_ρ),塑性扭转角(φ_p)和压缩相对变形量(ε)具有相同的变化规律,因此,冷变形工模具钢的强度指标应是不同试验方法测得的屈服极限,塑性指标应是ψ、fp、φ_P、和ε.冷变形工模具钢的韧性指标α_k 和K_(IC)主要反映了钢的塑性。从防止模具早期断裂的角度,冷变形工模具钢的主要失效抗力指标-冲击疲劳抗力可以根据相同应力状态下静载试验测得的屈服强度和塑性指标进行评定。     

控制淬火马氏体形态提高钢件失效抗力

钢件淬火组织形态对其强度、韧性和塑性有着明显的影响。钢制工件常见的失效形式-塑性变形、断裂和磨损与其强度、韧性、塑性有密切的关系。因此,人们可以运用改变钢的化学组成和热处理工艺等方法来控制淬火组织形态和改善强度、韧性、塑性,从而可望提高钢件的失效抗力和延长使用寿命。但是,人们对钢组织形态的研究往往是在过热状态下进行     

34Mn2V气瓶用钢亚温二次正火低温改性机理研究

本文研究了34Mn2V钢经亚温二次正火后的显微组织和力学性能,讨论了亚温二次正火后,显微组织的改善对低温力学性能的影响亚温二次正火后,使34Mn2V钢的常温强度、低温塑性有所改善,特别是低温韧性有大幅度的提高。试验结果表明:800℃(Ac_3～—10℃)亚温二次正火组织具有优良的强韧性配合,生产中可视为一种有效的强韧化措施。     

改进的高温奥氏体化热处理工艺对40CrNiMo钢各项力学性能的影响

本文研究了常规温度(850℃)、高温(1200℃)以及改进的高温奥氏体化热处理工艺(MHAT)对40CrNiMo 钢常规机械性能,断裂韧性K_(IC),疲劳裂纹扩展门槛值ΔK_(th)以及应力腐蚀开裂门槛值K_(ISCC)的影响。研究结果表明,改进的高温奥氏体化热处理工艺兼有前二种工艺的优点,有较好的综合常规机械性能和K_(IC)以及ΔK_(th)。在侵蚀性水介质中,抗应力腐蚀能力不如其余二种组织。文中应用微观断裂机理讨论了热处理工艺影响40CrNiMo 钢性能的原因。     

5CrMnMo钢的强韧化热处理

5CrMnMo钢是目前使用较多的热锻模具钢之一,主要用于中小型锻模。与5CrNiMo钢相比,虽然强度相当,但常温及高温下的塑性和韧性较低。用5CrMnMo钢制造的锻模,采用常规热处理工艺(淬火温度:850℃;回火温度:490——540℃)往往造成模具的早期失效,其主要失效形式是开裂、塑性变形和龟裂,因而使锻模的使用寿命降低。若对5CrMnMo钢锻模进行强韧化处理,即适当地提高淬火温度并延长回火时间,便可显著地提高断裂韧性,从而提高模具的使用寿命。     

KⅠ—KⅢ复合型断裂试验研究

本文阐述了使用具有环形裂纹的30Cr2MoV钢制元棒试样进行K_Ⅰ—K_Ⅲ复合型断裂试验研究的初步成果。采用裂纹起始开裂点为临界点,经过塑性区修正用线弹性断裂力学的概念和理论处理试验结果。试验结果与高强钢用失稳点进行试验的结果相近,表明用S判据作为断裂判据是安全的。     

基于铸辗复合成形的25Mn钢法兰热处理工艺的试验研究

以铸辗复合成形的25Mn钢法兰为研究对象,研究热处理工艺参数对25Mn钢法兰微观组织及力学性能的影响;通过扫描电镜观察分析,揭示25Mn钢法兰件经不同回火温度处理后拉伸与冲击断口的断裂机理。试验结果表明,辗扩后法兰件内存在残余应力,组织不均匀,拉伸与冲击断裂形式主要为准解理和脆性断裂。在220~660℃回火时,晶粒得到细化,组织均匀;低温回火后,断口形貌为河流状花样和撕裂棱,韧窝少而浅,断裂形式为剪切和解理断裂;且随着回火温度的升高,强度总体呈下降趋势;经620℃回火析出细粒状碳化物,塑性达到峰值,伸长率和断面收缩率分别约为29%和65.32%,此时韧窝密度大,深度变深,冲击吸收能量最大(约103 J),塑韧性最好。回火温度大于620℃,碳化物发生球化,塑韧性降低。为获得优良的综合力学性能,制定25Mn钢法兰的最佳热处理工艺为880℃淬火保温2 h,在10%NaCl水溶液中冷却后620℃回火10 h。     

锻模的失效及模拟分析（二）

六、应用有限元模拟估测冷锻模的疲劳及提高模具寿命的方法在冷模锻中,模具疲劳断裂的分析方法如图10所示在锻造过程中应用有限元模拟,可以估测模具承受的应力,分析模具的弹塑性应力应变。并可通过应力应变分析结果分析磨损,并估测模具疲劳断裂时的循环使用次数。如果估测的模具寿命不合理,锻造过程和模具设计必须改进,以改善模具的受载状况。一般是通过降低模具最高受载区的应力,使之低于模具材料的强度极限,从而提高模具寿命。具体方法如下:(1)改善坯料在模腔中的流动,降低模具承受的正压力。(2)重新制定工艺过程,避免材料流向剧变,否则工…     

GCr15钢A_(cl)以上的超塑性及超塑形变热处理

GCr15钢经830℃循环淬火2—3次后,在T=780～800℃,■=0.4～2.8×10~(-2)min~(-1)条件下可实现γ+k二相区的组织超塑性,在其超塑变形条件下进行模具的超塑成形效果良好,模具超塑成形后直接淬火可实现超塑形变热处理。GCr 15钢经超塑形变热处理后与常规热处理相比,多冲寿命成倍提高,抗弯强度及耐磨性均明显提高。     

预正火改善M_2高速钢丝的“高频热塑性”

本文以实验证明,经900℃正火预处理,可使M_2高速钢的碳化物形状、大小和分布得到改善,使高频加热后“临轧态”的显微组织超细化(晶粒度小于13级,晶粒尺寸达到3μ),因而使钢的可塑性明善改善。文中通过对钻头裂纹处的电镜断口分析,初步探讨了高频热轧过程中的塑性变形机制和断裂机制;并提出实现M_2高速钢“超塑性”轧制的可能性及设想。     

关于疲劳裂纹扩展定量预测的研究

随着断裂力学在金属疲劳中的应用,疲劳裂纹扩展日益受到重视。疲劳裂纹扩展涉及由弹性、塑性变形、加工硬化、循环塑性损伤集累到断裂整个过程综合性作用。本文根据循环塑性损伤和循环伸张断裂区的概念提出一个裂纹扩展模型。用具有同样循环应变的光滑试样模拟裂纹尖端的循环塑性损伤,根据Coffin—Manson关系作断裂判据,裂纹微观不连续断裂是裂纹尖端局域循环塑性损伤的结果。用宏观统计处理得出中等⊿K范围稳态裂纹扩展速率。 da/dN=0.28/(1 n)σ_~2·[2/Eε_f′(πρ)~(1/1)~*]~(-1/c)·(1-R)(-1/c)-2·⊿K_1~(2-)(1/c)或da/aN=0.28/(1 n)σ_~2·[σ_(1 ν)/E】~(1 n·)[2~(-c)/K_(1c)]~(-1/c)·(1-R)~((-1/c)-2)·⊿K_1~(2-)(1/c) 以所提模型预测的疲劳裂纹扩展速率与中、低强度钢、铝合金和钛合金的实测值相当一致,并解释一些实验规律,因此所提的模型及裂纹扩展预测是合理的。     

亚共析钢球化退火工艺的应用

球化退火的目的是要使钢获得小颗粒球粒状碳化物能均匀地分布在铁素体基体上的显微组织。它一般用于共析、过共析和莱氏体钢。各种碳素工具钢、合金工具钢和滚动轴承钢等部要进行球化处理,以改善钢的切削性能,并为最终热处理作组织准备。亚共析钢、尤其是低碳钢的球化处理,因为含碳量低,所以较难得到理想的球化组织。另外,还由于亚共析钢具有较大的塑性,可以满足一般冷成形加工的要求。因此,对于亚共析钢球化的研究和应用,在过去未受重视。随着冷成形工艺的迅速发展,特别是冷挤、冷拉、冷冲、冷镦和冷弯成形的大量使用,对材料塑性及组     

Q345低合金钢连铸板坯的高温力学性能

采用Gleeble-1500型热模拟试验机测试了Q345B和Q345C钢连铸板坯的高温力学性能,用扫描电镜观察了断口形貌,并分析了脆化机理。结果表明:Q345B和Q345C钢的第Ⅲ脆性区温度范围为700～825℃和600～980℃,在600～1 350℃下的抗拉强度均随温度的升高而降低,Q345C钢在780～840℃内断面收缩率小于30%,Q345B钢断面收缩率均大于30%;两种钢在1 350℃时均发生过熔断裂,1 000℃时均发生塑性穿晶断裂,而900℃时Q345B仍为塑性穿晶断裂,Q345C为穿晶与沿晶混合断裂,两种钢在800℃为脆性断裂,600℃时转化为塑性断裂;Q345钢脆化原因有两个,一是细小Nb(CN)等第二相在奥氏体单相区晶界处析出导致应力集中产生脆化;二是原奥氏体晶界处析出的网状铁素体强度低导致脆化。     

组织特征对980MPa级先进超高强钢成形性能和拉伸行为的影响

以CP980钢、DP980钢、QP980钢为研究对象，采用单轴拉伸试验并结合数字图像相关技术，研究了组织特征对980 MPa级先进超高强钢单轴拉伸行为以及全局、局部成形性的影响。结果表明：QP980钢由马氏体、铁素体、残余奥氏体组织组成，在均匀变形阶段奥氏体相变产生的相变诱导塑性效应使该钢具有最优的全局成形性，但是新生马氏体相与其他相的硬度差较大，导致其局部成形性最差并形成准解理断裂；DP980钢由铁素体和马氏体组织组成，其强化机制以马氏体硬相强化和铁素体位错强化为主，全局成形性居中，同时因铁素体和马氏体之间具有一定的协调变形能力，其局部成形性较好，断裂形式主要为韧性断裂；CP980钢为铁素体、贝氏体、马氏体的多相组织，各相硬度差小，协调变形能力较强，局部成形性最好，断裂形式为韧性断裂。     

热处理对GT35钢结硬质合金断裂性能的影响

本文研究了GT35钢结硬质合金在不同热处理状态下获得的显微组织,测定了断裂韧性K_(IC)值,分析了K(IC)试样的断口形貌,并观察了断裂全过程。结果表明,在载荷作用下,GT35的断裂全过程由大Tic粒子首先解理断裂,随应变增大,较小Tic粒子参与断裂,已开裂TiC拉子中解理裂纹粗化及裂纹扩展直至断裂等阶段组成。裂纹扩展途径则随着钢粘姑相的组织结构和两相界面状况的不同而异,裂纹或者是沿两相界面曲折前进,或者撕裂前方粘结相而扩展。后者的进行是显微孔洞的成核聚合过程,脆性第二相及碳化物柱子是显微孔洞的核心,断裂过程受显微孔洞成核所控制。根据这种机制导出了裂纹穿越钢粘结相的定量关系式:解释了性能的变化。文章还指出,适当细化TiC粒子,强化硬质相以及高温奥氏体化加热淬火并回火能得到高的强韧性。     

模具材料的强度与韧性

金属塑性加工中,模具寿命是工程界长期以来关注的问题。模具的失效形式一般可分为塑性变形和破损失效,前者由于模具材料强度与硬度不足,后者是由于模具材料的韧性不好而引起的失效。本文应用断裂力学的观点,论述优化模具加工工艺,充分发挥现有材料的优点,使其强度与韧性合理匹配,有利于提高模具寿命。并指出了对热锻模材料的K_(IC)是有效的参量,对冷作模具多半是短裂纹问题,冶金等因素影响大,仍应重视夏比V型缺口冲击韧性C_v。     

工具毛坯的超塑性挤压

具有一定组织的工具钢和高速钢,在AC_1减10～15℃到AC_1的温度范围内,以(1.33～2.13)×10~(-3)秒~(-1)的变形速度单向拉伸时,呈现超塑性挤压时,工具钢和高速钢出现超塑性的温度范围与单向拉伸时相同。但在高于10.0～12.0千巴的流体静压力下,出现超塑性的合适速度可增大几个数量级,同时组织因素的影响减弱。在(?)474型100吨滚压机上,在(10~(-2)～10~(-3))秒~(-1)的变形速度范围内和上述温度条件下,匀速挤压,实现了工具钢和高速钢模具毛坯及带柄刀具毛坯的超塑性挤压。超塑性挤压具有高的生产率,材料利用率达0.85～0.95。在超塑性挤压时,变形抗力大大降低。挤压产品的组织均匀。机械性能和使用寿命比切削加工产品提高1.8倍。     

热处理新工艺的应用

双细化处理冷冲模采用“双细化处理冷冲模新工艺”可使碳工具钢(T10)模具寿命提高二倍以上,既提高了生产效率,又节约了大量的能源,获得了良好经济效益。目前多数中小型厂矿因缺乏合金工具钢,普遍采用来源广、价格低的碳工具钢(T10)制造冷冲模。但因采用常规热处理工艺,模具寿命很低,材料消耗量很大。模具的失效形式大多数为脆性断裂或多次冲击疲劳断裂。因此必须提高模具材料小能量多次冲击抗力,提高弯曲强度、抗压强度,适当提高韧性,以提高冲击疲劳抗力。从而使硬度、强度、韧性、塑性能够合理配合。     

奥氏体化温度对25Mn2V钢形变强化影响的研究

介绍了25Mn2V钢形变强化的试验结果。研究了不同奥氏体化淬火温度对材料的组织与性能的影响,通过显微组织与断口的观察分析和内耗测量,认为形变时效初期的碳原子偏聚是引起碳化的主要原因,在一定温度范围内,提高低碳合金钢淬火加热温度有利于强度和塑性的增加并可改善焊接件焊缝组织和性能,防止脆断。     

转子钢断裂韧性的影响因素

影响断裂韧性的因素很多。但到目前为止,在此方面所进行的试验研究还很有限,尚不能得出各种因素影响的普遍规律。对断裂机制的研究,也尚在探索阶段。目前还是众说不一。这里仅就一些资料上的论述,以转子钢为重点,将影响钢断裂韧性的主要因素归纳如下: 1.温度的影响一般说来,温度升高,钢的K_(IC)增大。常用转子钢的K_(IC)—温度曲线,可参阅[1]和[2]。对NiCrMoV钢和CrMoV钢,文献[1]的曲线和文献[2]的下限曲线相同。而对NiMoV