不同热处理条件下贝氏体钢的微观组织和疲劳裂纹扩展

以贝氏体钢为研究对象,设计了4种热处理工艺,研究了不同热处理工艺下试验钢的显微组织及疲劳裂纹扩展速率。结果表明,热轧态试验钢的微观组织以粒状贝氏体为主,其上分布有少量的板条贝氏体、马氏体和粗大块状M/A岛,残留奥氏体的体积分数为16.2%,但稳定性较差,裂纹能够直接穿过粗大的块状M/A岛继续扩展,疲劳裂纹扩展速率最快。经900 ℃奥氏体化+空冷后,显微组织以板条贝氏体和马氏体为主,M/A岛仍为粗大的块状,残留奥氏体含量减少至12.3%,疲劳裂纹扩展速率略有降低。经900 ℃奥氏体化+380 ℃盐浴等温30 min +空冷后,显微组织以细密、有序的板条贝氏体为主,残留奥氏体含量减少至10.2%,以薄膜状伴生在板条贝氏体间,板条状贝氏体及板条间的残留奥氏体薄膜会使裂纹端钝化、分叉、偏折,阻碍裂纹扩展的能力增强;经350 ℃回火240 min后,显微组织以马氏体和板条贝氏体为主,残留奥氏体含量比热轧态略微降低,为14.9%;而经450 ℃回火240 min后,显微组织以板条状贝氏体为主,其上分布有少量的马氏体,残留奥氏体体积分数减少至8.6%,也以薄膜状伴生在贝氏体板条间,同时有大量的碳化物析出,裂纹扩展速率最慢。     

Q-P-T处理贝氏体/马氏体复相高强钢疲劳断裂特性研究

对20Mn2SiCrNiMo贝氏体/马氏体复相高强钢进行淬火-配分-回火(Q-P-T)工艺处理,并采用紧凑拉伸试样进行疲劳实验.结果表明,Q-P-T工艺参数对贝氏体/马氏体复相高强钢的疲劳断裂特性具有显著影响,经过合理的Q-P-T工艺处理的贝氏体/马氏体复相高强钢具有较高的疲劳门槛值(ΔKth=13.2MPa·m1/2)及较低的裂纹扩展速率.显微组织及裂纹扩展路径观察显示,Q-P-T处理的贝氏体/马氏体复相高强钢的显微组织包括贝氏体、马氏体和残余奥氏体薄膜,其中“柳叶状”贝氏体及纳米级残余奥氏体薄膜可以阻碍裂纹扩展,迫使裂纹转折、分叉或“间断”,这是贝氏体/马氏体复相高强钢疲劳断裂性能改善的主要因素.     

高碳Cr—Mo—W钢M／B复相组织疲劳行为研究

用紧凑拉伸试样测定了65Cr5Mo3W2VSiTi(LM2)钢不同贝氏体量和不同回火温度的M/B复相组织的疲劳裂纹扩展速率,根据试验数据估算了各工艺的疲劳门槛值。结果表明,LM2钢M/B复相组织的疲劳裂纹扩展属非连续扩展机制,疲劳裂纹微观扩展速率的计算值和宏观扩展速率的实测值相近     

热处理对25Cr2NiMo1V钢疲劳特性的影响

对商用25Cr2NiMo1V钢进行了955℃淬火+665℃回火的高压端热处理(HP)和900℃淬火+625℃回火的低压端热处理(LP).通过疲劳实验测定了HP与LP试样疲劳门槛值和疲劳裂纹扩展速率.结果表明,在门槛值区,HP试样门槛值高于LP试样,而其裂纹扩展速率却低于LP试样,HP试样抵抗疲劳裂纹扩展能力高于LP试样.材料抗疲劳裂纹扩展能力的不同是由裂纹的闭合引起的,表面粗糙度诱发裂纹闭合为主要因素.HP试样中回火贝氏体的紧密分布,原始奥氏体晶粒较大以及LP试样中回火马氏体抵抗裂纹扩展能力相对较弱使HP试样中粗糙度诱发裂纹的闭合程度大于LP试样.在Paris区,HP与LP试样的扩展速率相近,裂纹扩展速率对材料微观组织和应力比的影响不敏感.     

基于两步七点拟合ADB610钢焊接接头疲劳裂纹扩展

在应力比为0.1、恒幅加载载荷下,对低碳贝氏体ADB610钢手工电弧焊焊接接头母材区、热影响区和焊缝区采用CT(紧凑拉伸)试样进行疲劳裂纹扩展试验研究。采用两步七点递增多项式拟合方法计算疲劳裂纹扩展速率(da/dN),并计算应力强度因子范围(ΔK),分别将母材区、热影响区和焊缝区每个试样的(da/dN)和(ΔK)数据进行了回归拟合,得到了以Paris公式表达的ADB610钢母材区、热影响区、焊缝区(da/dN)与(ΔK)的关系式。并将这三区域中多个试样Paris公式中的参数取均值,得到三区域均值裂纹扩展速率表达式。结果表明,在裂纹扩展的初期和中期,母材区的裂纹扩展速率最快,焊缝区的裂纹扩展速率最慢;在裂纹扩展末期,三区域的裂纹扩展快慢相当。     

TC4-DT电子束焊接头显微组织及疲劳裂纹扩展行为

在光学显微镜下对TC4-DT钛合金电子束焊接头显微组织进行了分析,讨论了接头不同位置显微组织特征.比较了疲劳裂纹始于焊接接头不同位置时的宏观裂纹扩展路径及裂纹扩展速率,依据焊接接头显微组织特点讨论了显微组织对疲劳裂纹扩展行为的影响.结果表明,电子束焊接头沿熔深方向显微组织存在一定的差异;文中条件下,与母材区相比焊缝熔合区及热影响区具有较高的疲劳裂纹扩展抗力,导致裂纹扩展路径逐步偏向母材区,最后讨论了裂纹扩展路径的偏折对裂纹扩展速率的影响.     

锻造用贝氏体型非调质钢的高周疲劳性能

利用旋转弯曲疲劳试验方法研究了新开发的一种锻造用贝氏体型非调质钢的高周疲劳性能,并与典型的钒微合金化的铁素体-珠光体型非调质钢F38MnVS和调质钢40Cr进行了对比。结果表明,开发的贝氏体型非调质钢具有细小均匀的粒状贝氏体组织,在锻态的疲劳极限比达到了调质钢40Cr水平,但在正火后的疲劳性能有所降低。与同样钒微合金化的铁素体＋珠光体钢F38MnVS相比,具有粒状贝氏体组织的试验钢的疲劳极限比较低。对疲劳断口的分析表明,贝氏体钢的疲劳裂纹均起源于试样的基本表面,疲劳裂纹以准解理机制扩展。进一步裂纹扩展速率试验表明,贝氏体钢的疲劳裂纹扩展速率da/dN明显低于铁素体＋珠光体型非调质钢F38MnVS。     

C—Si—Mn—B贝氏体钢的疲劳裂纹扩展特性

本文研究了C－Si-Mn-B贝氏体钢的疲劳裂纹扩展特性。结果表明,在强度相近的情况下,含1．8％Si钢的门槛值△Kth较0．6％Si钢的低,而且钢中的残余奥氏体对提高△Kth值并非有利。1．8％Si钢的△Kth值随钢的屈服强度降低而提高,然而450℃回火后,虽然△Kt提高,但裂纹扩展速率也显著提高,这表明450℃回火贝氏体脆性促进了疲劳裂纹的扩展。在应力强度因子较高的范围内,疲劳裂纹扩展速率受钢的断裂韧性影响,断裂韧性高,裂纹扩展速率低。     

桥梁钢Q345焊接接头疲劳裂纹扩展速率研究

对桥梁用钢Q345焊接接头疲劳裂纹扩展性能进行了试验研究。测得对接接头的硬度分布,结果表明,焊接接头焊缝中心处的硬度值较低,在热影响区的重结晶区存在硬度最高点,而在部分重结晶区存在硬度最低点,硬度最低点为对接接头的薄弱区。通过疲劳裂纹扩展速率测试,得到其对接接头不同区域的疲劳裂纹扩展a-N曲线以及lg(da/dN)-lgΔK曲线。分析对比对接接头各区域的疲劳裂纹扩展速率lg(da/dN)-lgΔK曲线可知,在同一应力水平下,对接接头不同部位的疲劳裂纹扩展速率不同,热影响区的扩展速率较快,母材次之,焊缝金属最慢。并通过疲劳断口和焊接接头的显微组织,分析了其疲劳裂纹扩展速率不同的原因。     

低碳马氏体及马氏体/贝氏体复合组织的疲劳断裂特性SCIEI

用20CrMnMo钢油淬和360℃等温淬火,得到低碳马氏体(LCM)及马氏体-贝氏体复合组织(LCM/B).用四点弯曲加载法进行疲劳试验,测定其裂纹扩展速率da/dN和门槛值△K_(th);并通过显微分析,观测裂纹扩展路径,断口形貌与组织的关系。结果表明,通过短时等温处理引入20％下贝氏体,形成LCM/B复合组织,可大幅度提高门槛值△K_(th),并显著降低裂纹扩展速率.门槛值的提高主要来源于闭合力的提高.文中着重从裂纹扩展路径的变化来探讨组织对da/dN和△K_(th)的作用机理。     

40CrMnSiMoVA钢准贝氏体的疲劳性能

本文研究了飞机起落架用超高强度40CrMnSiMoVA钢的显微组织、强韧性和疲劳性能,结果表明,该钢经300℃等温1h淬火可获得由贝氏体铁素体板条与条间或条内的残余奥氏体薄膜所组成的准贝民体组织。与马氏体区等温淬火马氏体组织相比,准贝氏体具有更佳的强塑性,并具有缺口敏感性低,形变强化能力强,疲劳强度高,应变疲劳和冲击疲劳寿命长,裂纹扩展速率慢以及超载延寿效应明显等优点。     

损伤容限型TC4-DT钛合金近门槛区疲劳裂纹扩展行为研究

研究了双态组织、片层组织TC4-DT钛合金在近门槛区的疲劳裂纹扩展行为,通过扫描电镜观察裂纹扩展路径及断口微观特征,研究了等轴初生α相含量对TC4-DT钛合金在近门槛区疲劳裂纹扩展速率的影响,讨论了TC4-DT钛合金的疲劳裂纹扩展行为和断裂方式。结果表明:随着等轴初生α相含量的降低,TC4-DT钛合金在近门槛值区的da/dN-△K曲线逐渐向下偏折,裂纹扩展速率明显降低,在Paris区出现转折点现象且转折点对应的△Kt值逐渐增大;片层组织在近门槛区的裂纹扩展路径曲折,疲劳裂纹扩展速率显著降低,表现出更好的损伤容限性能。     

海洋柔性立管用钢的疲劳断裂行为

采用GPS100高频疲劳试验机研究了海洋柔性立管用钢在温轧工艺下的疲劳断裂行为。结果表明,海洋柔性立管用钢疲劳寿命随加载应力幅的升高而不断下降;疲劳裂纹产生于试样表面,裂纹源区可见变形带及河流花样,裂纹扩展区存在大量二次裂纹,瞬断区疲劳裂纹呈韧性断裂特征。在疲劳裂纹扩展过程中,裂纹的扩展能力因大角度晶界的铁素体和高强度贝氏体的相互作用而受到限制,同时在晶界处形成的二次裂纹同样可减缓扩展速率,达到提高疲劳寿命的效果。     

OBSERVATION OF THE FATIGUE FRACTURE SURFACE OF HIGH STRENGTH STEELS

利用扫描电镜对两种高强钢的疲劳断口进行了观察,并参照裂纹扩展速率曲线(log da/dN-log△K)进行了分析,其结果如下: (1)在对应低速率区的断口表面存在三个特征形貌区,这表明在该区的裂纹扩展过程具有三个阶段:裂纹形成,微裂纹扩展,和一个受沿晶开裂机制和穿晶疲劳条纹生长机制所控制的过渡阶段. (2)在中速率区,疲劳裂纹扩展的发生主要是受疲劳条纹生长机制作用.但是,发现疲劳条纹间距S并不与宏观裂纹扩展速率dα/dN相一致. (3)在高速率区,裂纹扩展速率行为是由疲劳条纹生长机制和韧窝机制所控制.有关这两种机制的相互作用和韧窝生长规律都进行了定量研究.     

高强钢疲劳断口的扫描电镜观察和裂纹扩展机制的探讨

利用扫描电镜对两种高强钢的疲劳断口进行了观察,并参照裂纹扩展速率曲线(log da/dN-log△K)进行了分析,其结果如下: (1)在对应低速率区的断口表面存在三个特征形貌区,这表明在该区的裂纹扩展过程具有三个阶段:裂纹形成,微裂纹扩展,和一个受沿晶开裂机制和穿晶疲劳条纹生长机制所控制的过渡阶段. (2)在中速率区,疲劳裂纹扩展的发生主要是受疲劳条纹生长机制作用.但是,发现疲劳条纹间距S并不与宏观裂纹扩展速率dα/dN相一致. (3)在高速率区,裂纹扩展速率行为是由疲劳条纹生长机制和韧窝机制所控制.有关这两种机制的相互作用和韧窝生长规律都进行了定量研究.     

1500 MPa级贝氏体/马氏体复相高强钢的疲劳断裂特性

对一种C—Si—Mn—Cr合金钢，通过900℃奥氏体化20min，空冷及280与370℃回火2h，获得抗拉强度为1500MPa的新型无碳化物贝氏体／马氏体(B／M)复相组织高强钢．采用C—T试样进行疲劳实验，测定了疲劳裂纹扩展速率(da／dN)及疲劳门槛值(△Kth)，利用扫描电镜观测了疲劳裂纹在疲劳循环过程中的扩展路径，分析断口形貌与显微组织间的关系．结果表明，这种无碳化物B／M复相高强钢具有较高的△Kth值，并且能明显地降低da／dN，其原因在于B／M复相组织高强钢独特的精细组织结构及疲劳裂纹尖端的闭合抗力的提高．     

残余奥氏体对20Mn2SiVB钢的疲劳裂纹扩展的影响

研究了残余奥氏体对20Mn2SiVB钢疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,在贝氏体铁索体中有残余奥氏体膜的存在,残余奥氏体膜可起到提高断裂韧性的作用;在应力强度因子较高的范围内,疲劳裂纹扩展速率受钢的断裂韧性影响,断裂韧性高,裂纹扩展速率低。     

显微组织对珠光体钢疲劳裂纹扩展速率的影响

用金相显微镜、扫描电镜(SEM)及带有切口的三点弯曲试样研究了显微组织对珠光体钢疲劳裂纹扩展速率的影响。结果表明:共析珠光体钢中的疲劳裂纹扩展速率da/dN取决于珠光体层片间距。细化珠光体层片间距可有效减缓共析珠光体钢中的疲劳裂纹扩展速率,尤其在高应力场强度因子幅值△K作用的情况下;珠光体钢的疲劳裂纹扩展速率与断裂前的△K之间的关系为:da/dN=6.94×10~(-9)(△K)~(2.919) (mm·c~(-1));显微组织中存在一定量的先共析铁素体可显著降低珠光体钢中疲劳裂纹的扩展速率。     

20G和2.25Cr—1Mo钢氢蚀后的疲劳性能

对２０Ｇ和２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ钢经不同程度氢蚀后的常规力学性能与疲劳裂纹扩展行为进行了对比研究。并对氢蚀组织变化与裂纹扩展路径进行了显微观察。结果表明，氢蚀使２０Ｇ钢的疲劳裂纹扩展速率明显增大；扩展门槛值在氢蚀起始阶段显著降低，随后又呈增加趋势。对２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ钢，由于元素Ｃｒ、Ｍｏ作用，其氢蚀程度远低于２０Ｇ钢，从而未造成疲劳裂纹扩展速率的明显改变。分析表明，氢蚀后疲劳裂纹扩展门槛值的上升     

残余奥氏体对20Mn2SiVB钢的疲劳裂纹扩展的影响

研究了残余奥氏体对20Mn2SiVB钢疲劳裂纹扩展的影响。结果表明，在贝氏体铁素体中有残余奥氏体膜的存在．残余奥氏体膜可起到提高断裂韧性的作用；在应力强度因子较高的范围内，疲劳裂纹扩展速率受钢的断裂韧性影响．断裂韧性高，裂纹扩展速率低。