高温运行对镍基焊缝异种钢接头显微组织的影响

采用光学金相、显微硬度等试验方法，对12Cr1MoV和0Cr17Ni12Mo2两种管材的镍基焊缝异种钢接头显微组织，进行焊后状态和高温运行后状态对比分析试验。结果表明，高温运行后，在12cr1MoV侧母材、热影响区，显微组织中出现了碳化物的球化倾向。焊后状态12Cr1MoV侧熔合区存在马氏体层和异相界面，高温运行后出现了明显的碳迁移现象：12Cr1MoV侧半岛熔合区存在的马氏体层，高温运行后也发生碳迁移。高温运行后12Cr1MoV侧熔合区以及半岛熔合区各处显微硬度明显下降。该结果与组织中碳化物的析出和碳迁移、应力松弛以及珠光体中碳化物的球化倾向等不利因素有关。     

时效对T91-12Cr1MoV异质钢接头组织的影响

研究了不同时效处理的T91-12Cr1MoV异质钢接头微观组织的变化规律.结果 表明,时效过程中12Cr1MoV钢发生明显的劣化现象,晶界结合力降低;T91钢侧材料时效10000h后马氏体板条有回复现象,且晶界处碳化物聚集析出;在熔合线附近硬度变化规律与碳迁移规律保持一致,母材区域硬度也会随着时效时间变化而变化.     

放电等离子烧结制备YG20C/Cr12MoV双金属复合材料

用M42和YG20C质量比为2∶1的混合粉末,利用放电等离子烧结技术制备了YG20C/Cr12MoV双金属复合材料,并对过渡层与Cr12MoV、YG20C两侧界面的微观组织、元素扩散及显微硬度进行了分析.结果表明,Cr12MoV钢内表面有一层宽度约为60 μm的晶粒异常长大区,其硬度较低,对复合材料的连接性能产生不利影响;SPS烧结过程中,粉末颗粒之间的火花放电使Cr12MoV钢表层产生高温是造成晶粒异常长大、脱碳和贫Cr的主要原因;过渡层与Cr12MoV、YG20C界面过渡区宽度分别约为60 μm和40μm,两界面处元素发生扩散,显微硬度呈梯度增加,连接性能良好.     

Cr12MoV/50CrVA复合冷作模具钢扩散焊接研究

采用真空扩散焊接实现对Cr12MoV和50CrVA的焊接,通过金相显微镜、扫描电镜、显微硬度和万能试验机等方法对Cr12MoV/50CrVA焊接接头结构和性能进行表征。结果表明,焊接温度1050℃时,Cr12MoV/50CrVA焊接界面存在孔洞,焊接接头断裂在焊接界面处。当焊接温度高于1050℃时,界面上孔洞消失,界面结合良好,焊接接头断裂在母材Cr12MoV处。Cr12MoV/50CrVA焊接接头Cr12MoV侧显微硬度值最高,靠近50CrVA附近过渡区显微硬度最低。     

有氧烧结Ni60-WC/Cr12MoV双金属复合材料的组织和性能

利用箱式炉制备了Ni60-WC/Cr12MoV双金属复合材料,研究了界面的组织和性能。结果表明:Ni60-WC粉末与Cr12MoV棒料在1120℃保温1.5h,炉冷至400℃后空冷的条件下烧结后,过渡区界面明显,无孔洞、杂质等缺陷;过渡区宽度约600μm,过渡区显微硬度在974.00～390.00HV,呈梯度分布;界面结合强度达191MPa,接近Ni60-WC的抗拉强度。     

Cr12MoV模具钢应用的主要问题与热处理研究进展

针对Cr12MoV模具钢应用中的失效问题,结合Cr12MoV模具钢的特性,从锻造工艺、热处理工艺、线切割等模具生产中的主要环节,总结了Cr12MoV钢冲模制造工艺的主要问题和国内研究进展状况。分析了各生产环节中工艺参数变化对Cr12MoV钢的开裂、碳化物大小和分布、基体组织与性能的变化和影响因素,概述了各环节中应采取的应对措施。     

电渣熔铸模具钢/低合金钢双金属平板件的制备与性能

采用电渣熔铸方法制备了Cr12MoV/40Cr双金属平板件,研究了熔铸及热处理工艺对双金属组织和性能的影响.结果表明:使电极与结晶器产生相对运动或增加电极数量可避免双金属U型界面、浇不足及冷隔等缺陷的产生,获得界面结合牢固、均匀平整且过渡层适当的双金属平板件.双金属Cr12MoV钢一侧的淬火和回火组织为回火马氏体 网状共晶碳化物 细小粒状二次碳化物 少量残余奥氏体.双金属的最佳热处理工艺为980℃淬火 230℃回火,其冲击韧性ak值可达25 J/cm2以上,工作层硬度HRC≥62.     

电渣熔铸模具钢/低合金钢双金属平板件组织与性能的研究

采用电渣熔铸方法制备Cr12MoV模具钢/40Cr结构钢双金属复合材料,研究了热处理工艺参数对双金属组织和性能的影响.结果表明:采用适当的熔铸工艺可获得界面结合牢固、均匀平整且过渡层适当的双金属平板件.双金属Cr12MoV钢一侧的淬火和回火组织为回火马氏体 网状共晶碳化物 细小粒状二次碳化物 少量残余奥氏体.双金属的最佳热处理工艺为980 ℃淬火 230 ℃回火,其冲击韧度αk值可达25 J/cm2以上,工作层硬度HRC≥62.     

Cr12MoV钢弯曲翻边模的失效分析

分析了Cr12MoV钢弯曲翻边模的失效原因,并研究了不同回火温度对Cr12MoV钢韧性及硬度的影响。结果表明:碳化物的网络状分布是裂纹扩展的"路径"。Cr12MoV钢的硬度随着回火温度的升高逐渐降低;冲击韧度未见明显规律性变化,然而回火温度400℃时,Cr12MoV钢可达到3.3J/cm~2的冲击韧度。     

碳化物分布及基体均匀性对Cr12MoV钢机械性能的影响

一前言Cr12MoV是一种莱氏体型高合金冷作模具钢。经锻轧后的棒材,碳化物分布不均匀,带状组织严重。淬火及低温回火后,这种粗大带状分布的碳化物,不仅降低钢的强度,而且由于碳化物或碳化物与基体界面易     

ZChSnSb11-6/20号钢双金属复合材料的扩散连接

为了获得较高的界面结合强度,对20号钢表面采用热浸镀锡处理后,进行液固扩散连接,制备ZChSnSb11-6/20号钢双金属复合材料。采用扫描电子显微镜(SEM),X射线衍射仪(XRD)表征了ZChSnSb11-6/20号钢结合过渡区的形貌及其元素分布,并对其硬度和界面结合强度进行检测。结果表明:通过20号钢热浸镀锡后,再进一步进行液固扩散可以制备结合面均匀稳定的ZChSnSb11-6/20号钢双金属复合材料,20号钢中Fe与Sn形成一层互扩散组织的结合过渡层,实现了20号钢与巴氏合金ZChSnSb11-6的冶金结合;结合过渡区的硬度明显高于两侧基体的,界面结合强度可达60.15MPa。     

Ti变质处理对Cr12MoV模具钢组织和性能的影响

用钛对Cr12MoV钢进行了变质处理.采用金相显微镜、扫描电子显微镜研究了钢的微观组织,采用冲击试验机测试了钢的冲击韧性.研究结果表明:变质处理后,铸造Cr12MoV钢中碳化物的分布得到改善,冲击韧性提高了1.4倍.     

45钢与QAl9-4铝青铜的界面冶金分析

采用高温真空+气氛熔铸的复合工艺制备了QAl9-4铝青铜与45钢双金属复合材料,并对其界面的微观组织结构、元素分布进行了系统研究。结果表明,在真空度为(10-2~10-3)Pa下,加热到1 150℃保温90 min,降温时通入纯氩气的高温真空熔铸法可制备铜钢双金属复合材料,其组织分布合理,复合界面出现"舌状"、"锯齿状"突起,界面清晰无气孔、夹杂等缺陷,存在40~200μm过渡区域,有合金元素互扩散现象和少量中间相形成;断口发生在铝青铜侧,呈现撕裂棱加韧窝的准解理断裂特征;复合界面主要存在熔合结合、表面扩散和晶界渗透三种复合形式,其中表面扩散和晶界扩散是形成过渡区的主要因素。     

碳化物覆层扩散处理动力学的解析

本文根据稳态扩散和多元固溶体亚点阵理论探讨了碳化物覆层扩散处理动力学。根据简化模型,碳化物的生长速度是由碳原子在碳化物中的体积扩散系数和钢基体中的碳活度两个因素控制的。利用本文所提出的动力学方程式,对T10,45,Cr12 MoV及4Cr5MoVSi等钢在给定温度下做碳化钒覆层扩散处理时,碳化物层厚度的计算结果与实验结果基本符合。     

碳化物形态及回火时间对Cr12MoV钢热处理畸变的影响

利用Gleeble-1500热模拟试验机对热处理过程中Cr12MoV模具钢的残余应变进行了测量,分析了碳化物组织均匀性与回火时间对热处理畸变的影响,并对Cr12MoV模具钢热处理过程中的畸变规律进行了探讨。研究结果表明：Cr12MoV钢淬火后,在垂直于轧制方向上尺寸有所减小;碳化物组织越均匀,热处理畸变越小;随回火时间延长,沿垂直于轧制方向畸变量减小。高温回火后硬度明显下降,随回火时间增长,产生二次硬化现象。     

Cr12MoV钢轴瓦高温淬火回火后的组织及畸变

研究了Cr12MoV钢轴瓦高温淬火回火后的组织与畸变。结果表明,Cr12MoV钢轴瓦经高淬高回处理后,组织为针状回火马氏体+少量残留奥氏体+一次和二次碳化物;大块及长杆状共晶碳化物经高淬高回处理后细化,棱角钝化;轴瓦大部分内孔缩小,外圆整体胀大,内孔畸变程度大于外圆,内孔缩小率≤-0.16%,外圆胀大率≤+0.11%。     

TD处理制备VC涂层-基体元素扩散与界面特征

采用热扩散(TD)处理法在冷作模具Cr12MoV表面通过热辐射扩散处理制备了VC涂层,通过扫描电镜、能谱仪和XRD等手段对涂层表面组织结构进行了分析,对结合界面化学元素线能谱进行了分析,并对相互扩散后的冶金结合机理进行了讨论。结果表明,VC涂层是由C和V原子组成,其孔度组织面积百分比为5.71%,晶粒平均直径0.42μm;VC涂层结合界面处化学元素发生了相互扩散,促进冶金结合的形成,其结合强度为47.1 N;热辐射元素扩散过程为涂层中V和C原子向界面和近界面基体扩散,Cr原子主要来自于基体中Cr向涂层中扩散,Si和Mo原子含量没有明显的扩散现象,Fe原子从基体中高含量降低到涂层中低含量,Fe原子热扩散过程被抑制。     

Fe3Al/18-8不锈钢扩散焊界面附近的元素扩散

对Fe3Al/18-8钢扩散焊界面附近元素的分布进行计算并通过电子探针(EPMA)进行实验测定,结果表明,界面附近靠近18-8钢一侧,其Al,Ni元素的计算值和实测值有所差别,Fe,Cr元素分布的计算值和实测值较为接近.加热温度1333 K时,Cr元素在Fe3Al/18-8钢界面附近扩散距离增加至80μm,Ni元素扩散距离增加至140μm.Fe3Al/18-8钢扩散焊界面过渡区宽度为x2=7.5×102exp(-75.2/RT)(t-t0).在一定加热温度下,保温时间超过60 min以岳界面过渡区宽度不再明显增加.     

Cr12MoV钢的固溶双细化研究

研究了常规热处理和固溶双细化热处理工艺对Cr12MoV钢中碳化物形态、分布及晶粒大小的影响.结果表明,经常规热处理后Cr12MoV钢中仍然存在比较粗大的共晶碳化物网,碳化物分布不均匀,晶粒较粗大;而经固溶双细化热处理可以细化钢中网状共晶碳化物,碳化物分布比较均匀,粒度细小、圆整,晶粒得到显著细化.     

退火温度对双金属复合管界面组织的影响

用热轧穿孔的方法获得10MnVNb/12Cr双金属复合钢管,通过金相显微镜、环境扫描电镜(ESEM)、能谱仪(EDS)观察界面附近微观组织及元素在界面的分布情况,采用X射线衍射仪和显微硬度计分析界面附近物相及物相变化带来的界面两侧金属硬度起伏,研究不同扩散退火温度对10MnVNb/12Cr界面的影响。结果表明:复合管界面10MnVNb一侧组织为珠光体、马氏体和细小碳化物,12Cr一侧由铁素体、马氏体和少量碳化物组成。随扩散退火温度的升高,界面附近晶粒逐渐粗化,超过1200℃后出现明显过热;Cr元素在界面处发生明显扩散;马氏体峰强增加,碳化物类型由Cr3C2向Cr7C3过渡;退火和碳化物类型转变的综合作用下,界面两侧金属显微硬度出现先下降后上升的趋势。