超级奥氏体不锈钢偏析行为及元素再分配规律

通过扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和能谱分析(EDS)等方法,研究了超级奥氏体不锈钢Cr20Ni24Mo6N钢凝固过程中的偏析行为,采用Thermo-Calc方法揭示了各相的析出规律,基于残余偏析指数理论公式计算分析了合金元素的扩散规律,研究了均匀化参数对合金元素再分配的影响规律。结果表明:Cr20Ni24Mo6N钢铸锭存在严重的Mo元素偏析,主要析出相为σ相,残余偏析指数随加热温度的升高和保温时间的延长而减小,元素偏析基本消除的均匀化参数为1250℃/24 h。     

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)。     

V和Nb及热处理工艺对20CrNiMo齿轮钢组织与性能的影响

通过添加微合金化元素V和Nb制备新型20Cr Ni MoVNb齿轮钢,研究了V和Nb的加入及热处理工艺对齿轮钢奥氏体晶粒长大趋势、硬度和力学性能的影响。结果表明,20CrNiMoVNb齿轮钢在奥氏体化温度为880～940℃时的晶粒都较为细小,而传统20Cr Ni Mo齿轮钢在相同奥氏体化温度下的晶粒尺寸相对较大,且20Cr Ni MoVNb齿轮钢在奥氏体化处理后的晶内和晶界都可见细小、弥散的Nb(C,N)粒子存在;20Cr Ni Mo和20Cr Ni MoVNb齿轮钢的适宜的奥氏体化温度分别为860℃和900℃;当回火温度为200℃时,20Cr Ni MoVNb齿轮钢的抗拉强度和屈服强度分别为1 368 MPa和1 157 MPa,冲击功为132 J,高于20Cr Ni Mo齿轮钢的力学性能使用要求,这主要与晶粒细化和第二相强化有关。     

Cr-Mo-V系高铁制动盘用钢的热力学研究北大核心CSCD

采用Thermo-Calc热力学计算软件,对高铁制动盘用钢在400-1600℃存在的平衡析出相进行了热力学计算,并研究了合金元素对析出相和A3点温度的影响。结果表明,制动盘用钢中主要析出相为MX、MC、M23C6和M7C3,其中M为Cr、Fe、Mn、Mo、V等,X为C、N和空位Va。C、Mn、Cr、Ni元素会降低A3点温度,而Si、Mo、V能提高A3点温度。综合考虑,适当降低C、Mn、Ni和Cr的含量,提高V、Mo的含量,以增加MX、MC的含量和提高钢的A3点温度,从而提高制动盘用钢的力学性能。     

Cr-Mo-V系高铁制动盘用钢的热力学研究

采用Thermo-Calc热力学计算软件,对高铁制动盘用钢在400~1600℃存在的平衡析出相进行了热力学计算,并研究了合金元素对析出相和A3点温度的影响。结果表明,制动盘用钢中主要析出相为MX、MC、M23C6和M7C3,其中M为Cr、Fe、Mn、Mo、V等,X为C、N和空位Va。C、Mn、Cr、Ni元素会降低A3点温度,而Si、Mo、V能提高A3点温度。综合考虑,适当降低C、Mn、Ni和Cr的含量,提高V、Mo的含量,以增加MX、MC的含量和提高钢的A3点温度,从而提高制动盘用钢的力学性能。     

18CrNiMo7-6钢齿轮组织性能异常分析

某18CrNiMo7-6钢生产的齿轮因为组织性能异常,在铣齿过程中齿根位置出现难加工的问题。采用光学显微镜、场发射扫描电镜以及EPMA电子探针分析18CrNiMo7-6钢齿轮组织性能异常的原因。结果表明,该齿轮出现难加工的原因是齿根位置出现大量贝氏体导致硬度过高。EPMA电子探针验证了齿根位置贝氏体的出现与元素偏析有关。JMatPro计算结果表明,C与合金元素含量增加使贝氏体转变的温度范围扩大,贝氏体转变的临界速率降低,使钢能够在较低的冷却速率下产生贝氏体组织,合金元素中Cr、Mn对贝氏体转变的影响效果最为显著。当C与合金元素Mn、Cr的含量增加50%左右时,贝氏体转变的临界冷速由0.1 ℃/s 降低为0.02 ℃/s,0.1 ℃/s冷速下贝氏体转变温度范围扩大到49 ℃。     

高温条件下长时间加热对1Cr25Ni16Mn7N钢组织与性能的影响

研究了1Cr25Ni16Mn7N奥氏体热强不锈钢经固溶处理后,在600℃～800℃长时间加热对力学性能的影响。结果表明,随加热温度的提高,加热时间的延长,材料的强度变化不大,塑性降低,且冲击韧度明显降低。利用扫描电镜、透射电镜等手段分析研究加热前后的显微组织变化后发现：加热到600℃时,Cr23C6首先在晶界处析出,700℃加热500h后σ相析出,这丽种主要脆性相的析出导致高温加热后冲击韧度明显下降。1Cr25Ni16Mn7N钢与其他25Cr-20Ni型钢相比高温析出特征基本一致,主要析出相为Cr23C6和σ相。     

回火和时效对1Cr12Ni2WMoVNbN马氏体热强钢组织与性能的影响

研究了回火温度对1Cr12Ni2WMoVNbN钢组织与性能的影响以及高温长期时效后组织与性能的变化。结果表明:1Cr12Ni2WMoVNbN钢的回火脆性区在500℃左右;由于钢中含有Ni、W、Mo和V等合金元素,增强了其回火稳定性,在690℃以下回火时,组织中以回火马氏体为主;1Cr12Ni2WMoVNbN钢经淬火、回火,在650℃保温1000 h后,同未经长期时效的相比,其抗拉强度和屈服强度分别下降了8.2%和9.4%,而在500℃保温1000 h后,两者基本没有变化。     

热处理对机械齿轮钢组织和性能的影响

通过在17Cr2Ni2Mo齿轮钢基础上添加微量元素V、Nb的方法制备新型齿轮钢G1,采用渗碳后直接淬火和一次淬火工艺对两种齿轮钢进行热处理,对比分析了热处理工艺对齿轮钢组织、性能和热处理变形趋势的影响。结果表明:直接淬火工艺下,齿轮钢渗碳层中可见不合格的沿着晶界网状分布的碳化物组织,一次淬火工艺下渗碳层为细小的碳化物+马氏体组织;在两种热处理工艺下,G1钢的渗碳层显微硬度要高于17Cr2Ni2Mo钢,且直接淬火工艺下渗碳层的显微硬度要高于一次淬火工艺下渗碳层的显微硬度,两种齿轮钢的有效硬化层深度都约为1.7 mm;在淬火温度为860℃、回火温度为150℃时,G1齿轮钢渗碳层的显微硬度最大,为适宜的齿轮钢热处理方案;添加V、Nb的G1齿轮钢的热处理变形趋势要小于17Cr2Ni2Mo齿轮钢。     

非平衡组织多次重复高温加热淬火细化晶粒研究

将低压转子钢30Cr2Ni4Mo V粗大非平衡组织多次重复高温加热、保温适当时间淬火,分析α相再结晶程度对细化晶粒的影响。结果表明:经910~1000℃单次高温加热、淬火后,其晶粒度达5.5~6级;两次重复高温加热910℃×2 h细化效果较好,晶粒度达8级;三次重复高温加热910℃×2 h,促进了α相发生完全再结晶,实现晶粒均匀化。     

17CrNiMo6圆钢表面裂纹成因分析与对策

针对减速机用17CrNiMo6齿轮圆钢轧材产品表面裂纹现象,和Gleeble3800热模拟试验机、金相显微镜等试验检测设备,分析了17CrNiMo6齿轮钢的高温塑性和膨胀曲线,得出了17CrNiMo6齿轮钢高温脆性区域及相变转化温度。并对17CrNiMo6齿轮圆钢轧材产品表面裂纹控制工业进行了试验。结果表明,通过降低过热度和适当提高拉速,采用缓冷工艺以提高连铸坯矫直温度,保证缓冷效果下降低升温速率等措施,有效避免了圆钢表面应力裂纹的产生。     

30Cr2Ni4MoV钢晶粒细化工艺方法研究

利用金相显微镜对不同热处理工艺下的显微组织进行观察,研究低压转子钢30Cr2Ni4Mo V晶粒度变化的规律。实验结果表明,粗大的奥氏体晶粒经临界区侧正火＋850℃×3 h淬火后,30Cr2Ni4Mo V钢试样的晶粒度等级最高可达8.0级;粗大的奥氏体晶粒经高温正火＋850℃×3 h淬火后,30Cr2Ni4Mo V钢试样的晶粒度等级可达6.5级。上述热处理工艺经二次正火加热后晶粒细化效果更佳。     

17Cr2Ni2MoVNb和20Cr2Ni4A齿轮钢的动态再结晶行为及热加工图

利用Gleeble-3800热模拟试验机得到17Cr2Ni2MoVNb和20Cr2Ni4A齿轮钢在1000~1150 ℃、0.01~10 s^-1的流变应力曲线,构建了两种钢的动态再结晶Avrami动力学模型和热加工图。结果表明,两种钢在高变形温度、低应变速率下易发生动态再结晶。17Cr2Ni2MoVNb钢中较高的Nb和Mo含量对动态再结晶的抑制作用大于20Cr2Ni4A钢中的高Ni含量的影响,导致在相同的热变形条件下17Cr2Ni2MoVNb钢的动态再结晶体积分数小于20Cr2Ni4A钢。17Cr2Ni2MoVNb钢的最佳热加工工艺参数为:温度为1050~1150 ℃、应变速率为0.1~0.6 s^-1;20Cr2Ni4A钢的最佳加工参数为:温度为1100~1150 ℃、应变速率为3.3~5.5 s^-1。     

00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺

为了研究00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺,使用Gleeble-3800热模拟试验机模拟00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢在变形温度为800、850、900、950 ℃,变形量为40%、50%、60%,应变速率为50 s^-1条件下的热压缩变形行为,并对其进行1080、1120、1160 ℃的固溶热处理,观察固溶热处理前后的组织形貌。结果表明:在800~950 ℃热压缩温度下,随变形量增大,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越细小;经固溶处理1 h后,静态再结晶就越充分。在40%~60%变形量下,随热压缩温度升高,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越大。热压缩变形试验钢随固溶处理温度升高,再结晶平均晶粒尺寸越大。00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧最佳轧制温度为800 ℃,压缩变形量为60%,固溶温度为1080 ℃。     

渗碳和淬火工艺对风电齿轮组织的影响

研究了经不同工艺渗碳和淬火的18CrNiMo7-6钢齿轮马氏体针长度的变化。结果表明,18CrNiMo7-6钢齿轮渗碳扩散期碳势降至0.7%,渗碳后较快冷却至650℃保温4 h,在160℃硝盐浴中冷却,再风冷至约110℃水冷,其表面马氏体针长可以控制在12.5μm以内,并可省略高温回火而不影响齿轮的热处理质量。     

00Cr21Ni14Mo2Mn5N钢立焊HAZ冲击韧性偏低的原因分析

高强度奥氏体不锈钢00Cr21Ni14Mo2Mn5N钢立焊冲击试验后出现韧性偏低的现象。利用低倍检测、扫描电镜能谱分析和金相显微镜对母材金相试样和冲击试样熔合线附近的组织进行了观察、检测和分析,指出韧性偏低现象与母材板厚中心偏析出的铌化物夹杂、带状组织有关。通过调查热处理制度和热处理炉的现实情况,发现是由于热处理温度偏低造成的。采用1 150℃固溶处理,虽然晶粒尺寸有不同程度的长大,但钢板冲击韧性偏低现象基本消失。采用热处理后的钢板进行焊接试验,热影响区韧性偏低现象不再出现,同时未改变焊接接头的耐腐蚀性能。     

Nb对00Cr21Ni6Mn9N不锈钢显微组织和晶间腐蚀敏感性的影响

为了研究Nb对00Cr21Ni6Mn9N不锈钢固溶后显微组织和耐晶间腐蚀性能的影响,分别在950、1000、1050、1100、1150和1200 ℃对含Nb量(质量分数,下同)为0.057%和不含Nb的00Cr21Ni6Mn9N不锈钢进行1 h固溶处理,并观察其微观组织。结果表明,固溶温度在950~1200 ℃时,00Cr21Ni6Mn9N不锈钢的晶粒尺寸随着固溶温度的升高而增大,Nb的加入促进00Cr21Ni6Mn9N不锈钢中混晶组织的出现,提高其完全再结晶温度。不含Nb的试验钢在1000 ℃以上固溶后即可获得晶粒大小均匀的组织,而含0.057%Nb的试验钢则需要在1100 ℃以上才可以获得均匀组织,且其尺寸略大于无Nb钢在1000 ℃时完全再结晶的晶粒。随着固溶温度的升高和晶粒尺寸的长大,析出的Z相含量降低,晶粒界面能减小,在1150 ℃和1200 ℃固溶1 h后,Nb对晶粒的细化作用和温度升高造成的晶粒长大程度变得不再明显。两种成分的钢均具有较低的晶间腐蚀敏感性,含Nb量为0.057%的00Cr21Ni6Mn9N不锈钢其再活化率R_a值较不含Nb的钢进一步降低。     

锻造加热温度对20Cr2Ni4A钢奥氏体晶粒长大及力学性能的影响

研究了锻造加热温度(1050~1200 ℃)和锻造保温时间(40~120 min)对20Cr2Ni4A钢经相同锻造变形后锻后奥氏体晶粒长大行为的影响,并对不同锻造加热温度下的淬火态20Cr2Ni4A钢进行了力学性能检测。结果表明,锻后20Cr2Ni4A钢奥氏体晶粒长大规律在低于1150 ℃仍然符合Beck模型,模型计算值与实际测量值相吻合。随着锻造加热温度的升高,奥氏体晶粒长大呈现先缓慢增加后快速增加的规律。当锻造加热温度超过1150 ℃时,第二相粒子大量溶解,对晶界的钉扎作用急剧减弱。综合考虑20Cr2Ni4A钢锻后奥氏体晶粒尺寸均匀性、热处理后力学性能测试结果及可锻性因素,确定最优锻造加热温度为1150 ℃。     

热处理对ZG34Cr2Ni2Mo低合金钢力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、电子万能试验机和显微硬度仪等研究了正火+回火+调质热处理工艺对ZG34Cr2Ni2Mo低合金钢显微组织及力学性能的影响。结果表明:正火(870℃×3 h)+回火(600℃×5 h)+调质(淬火860℃×3 h+回火600℃×5 h)的热处理工艺有助于提高ZG34Cr2Ni2Mo低合金钢的力学性能,常温和400℃高温下,其抗拉强度分别提高了24%和16%;400℃高温下伸长率是原始铸态的2.25倍,硬度提高了8%;常温的断口形貌显示,断口由铸态时的韧窝断裂,经热处理后变为解理断裂。