超高碳钢超塑性的研究进展

综述了超高碳钢超塑性的研究进展。提出了超高碳钢实现超塑性所需的显微组织及其实现方法，总结了超高碳钢超塑性的变形机理及其变形特点。     

热轧超高碳钢的显微组织与力学性能

对超高碳钢进行热轧预处理,得到组织细小、弥散分布的球化碳化物和部分片状珠光体,有效地增强了其后续球化效果;基于离异共析原理,采用不同的工艺球化处理热轧超高碳钢,并对其进行了扫描电镜分析和拉伸试验.结果表明:随奥氏体化温度升高碳化物大小和间距逐渐增大,保温时间延长也将增大碳化物颗粒的间距;球化超高碳钢显示出优异的室温拉伸性能,具有明显的屈服现象,强度和塑性均很好,850℃奥氏体化的超高碳钢屈服强度和抗拉强度分别为688MPa和1005 MPa,伸长率为16.7%.     

Fe-1.3C-5Cr-0.4Mo-0.4V超高碳钢的热变形行为与再结晶组织研究

采用Gleeble-3500热模拟机对Fe-1.3C-5Cr-0.4Mo-0.4V超高碳钢在温度为950～1 150℃,变速率为0.01～5s-1,变形量为40%条件下进行热压缩模拟试验。研究Fe-1.3C-5Cr-0.4Mo-0.4V超高碳钢在热压缩过程中变形温度和应变速率对超高碳钢真应力-应变曲线,以及对再结晶组织演变的影响规律,并构建出超高碳钢本构方程。结果表明,在升高变形温度和降低应变速率的情况下,超高碳钢更容易发生再结晶。在应变速率一定时,流变应力随着温度的升高而降低;在温度一定时,流变应力随应变速率的减小而降低。通过流变应力曲线获得本构方程,能够准确地描述超高碳钢的流变行为,同时获得超高碳钢的激活能为Q=729.37kJ/mol。在微观组织方面,变形温度为1 050℃时,应变速率由0.01s^-1增加到5s^-1时,晶粒尺寸降幅5.21μm。因此,超高碳钢应该在温度为1 000～1 050℃和应变速率在1～5s^-1下进行热变形。     

热处理工艺对超高碳钢组织与力学性能的影响

研究了热处理工艺对碳含量为1.6%超高碳钢组织和力学性能的影响.结果表明:采用离异共析转变工艺可使锻造组织中的碳化物得到球化,获得铁素体基体上弥散分布球状碳化物颗粒的组织;在随后进行的第二次热处理中,采用正火和淬火 回火工艺,可使超高碳钢获得良好的综合力学性能,其屈服强度和抗拉强度都比40CrNiMo钢调质态提高很多,而塑性与 40CrNiMo钢相当.     

超细晶超高碳钢的超塑性研究

超细晶超高碳钢是国外近年来发展起来的新型并具有重要发展前景的高性能钢铁材料。在系统总结文献资料的基础上，详细介绍了国外现有超细晶超高碳钢的超塑性研究现状，并对其进行了展望。     

含1.6%碳的超高碳钢的力学性能

对一种碳含量为1.6%的超高碳钢的组织和综合力学性能进行了研究.结果表明:采用离异共析转变的球化工艺以及随后的正火处理,获得了超细珠光体和颗粒状碳化物的组织.其强度和塑性都有很大提高,并有较高的疲劳强度,屈服强度和抗拉强度分别为980 MPa和1 470 MPa,比40CrNiMo钢的强度提高很多,塑性与其相当,是一种优良的结构钢材料.     

摩擦火花瞬时高温对中高碳钢中碳的影响

选取42CrMo、60Si2Mn、GCr153种常见的中高碳钢理论分析和检测验证两方面对高速打磨过程中摩擦火花瞬时高温是否会对中高碳钢表面形成脱碳层,从而影响中高碳钢中碳含量的检测进行探讨、验证。结果表明高速打磨过程中摩擦火花瞬时高温无法达到中高碳钢表面脱碳所需的温度,并且在实际检测中标准物质11次测试结果的RSD在0.499%~0.698%,测试结果的平均值和认定值的差值均在标准样品证书的不确定度范围内。因此高速打磨过程中摩擦火花瞬时高温不会影响中高碳钢中碳含量的检测。     

超高碳钢组织与性能的研究

研究了超高碳钢的组织和性能。试验表明，该钢完全奥氏体化淬火后通过高温回火得到大量超细球状碳化物，然后在低温奥氏体化进行二次淬火和正火，获得超细马氏体、珠光体。分析讨论了二次淬火后马氏体的组织与亚结构，测量了该材料的主要力学性能。     

碳钢加入超塑性金属行列

使金属具有流畅的塑性来进行温加工,数十年来一直是冶金师们所追求的目标。迄今为止,只有铝-锌合金是唯一符合工业要求的超塑性金属。目前,由于冶金学突破的结果,低成本、高强度的超高碳钢即将加入候选之列。含碳量超过1.1%的钢很少考虑在工业结构上应用。虽然这些材料具有高强度和高硬度,但作为绝大部分的室温器件时,通常太脆,对它们的高温性能并不了解。     

介绍几种高碳钢模具的堵孔方法

用高碳钢制造模具,造价比合金钢低廉,目前仍广泛地被各工厂采用。高碳钢模具的淬火,一般都采用双液淬火法,即水淬、油冷的工艺方法。由于模具形状各异,且分布着各种孔洞,如固定和紧固模具用的光孔、阶梯孔或螺纹孔等。因此,对于高碳钢模具来说,有选择地堵孔,比合金钢     

国内外汽车钢板的发展概况研究

简要的对汽车板料的性能进行了分析,指出了全球汽车板料发展由于环境和安全的问题,使汽车制造商和钢铁公司加快了向高强度钢的发展,并对国内外的高强度钢进行了简单的论述。高强度钢包括:超深冲IF钢、高强度IF钢、冷轧各向同性钢、烘烤硬化钢、高强度低合金钢、双相钢、TRIP钢等。简要对国外各种高强度钢研究应用现状和国内研究的各种高强度钢的化学成分和应用前景进行了描述,并提出各种高强度钢研究的方向。     

超级贝氏体组织中残余奥氏体的TRIP效应研究

针对超级贝氏体组织中残余奥氏体的应力诱发相变及对钢的力学性能影响,设计试验钢60Mn2SiCr,经900 ℃完全奥氏体化保温30 min,在260 ℃盐浴炉中等温处理12 h后,将试样在疲劳试验机上进行加载试验;利用扫描电镜(Scanning electron microscope, SEM)、透射电镜(Transmission electron microscope, TEM)、X射线衍射仪(X-ray diffracmeter, XRD)和拉伸试验机等仪器设备对加载前后的样品,分别进行显微组织形貌观察和相组成的定性定量检测分析以及力学性能测试;结果显示,等温处理后样品的显微组织为超级贝氏体(贝氏体铁素体BF+残余奥氏体AR),残余奥氏体体积分数为9.4%,其含碳量为1.296%;经加载后试样显微组织中残余奥氏体体积分数下降至6.1%,含碳量达1.439%;钢的强塑积提高近20%。这说明等温处理获得超级贝氏体组织的钢,经施加载荷给予应力作用,显微组织中残余奥氏体发生转变,即超级贝氏体组织中的残余奥氏体能够通过相变诱发塑性(Transformation induced plasticity, TRIP)效应的产生,提高钢的力学性能。     

M2Si系列高速钢

介绍了作者新开发的M2Si系列高速钢 (包括M2Si 1低碳高速钢、M2Si 2通用高速钢、M2Si 3高碳高速钢和M2Si 4超硬高速钢 )的成分特点、组织形态和机械性能。     

包覆对称组坯热轧制备高铬铸铁/低碳钢耐磨复合板

通过对碳钢板和高铬铸铁板进行六层对称包覆组坯,在1 200 ℃下分别采用30%和60%压下率多道次热轧制备了耐磨复合板。使用扫描电镜对试样的微观组织和界面结合情况进行了观察。试验结果表明：热轧后板形表现平直无翘曲现象;热轧过程中较软碳钢层的协调变形和应力释放作用使得高铬铸铁热变形裂纹敏感度降低,脆性高铬铸铁层实现了一定程度的热变形;两种材质界面结合质量良好,无可辨别的沿界面的夹层和空隙等缺陷;通过EDS能谱检测发现在高铬铸铁侧有无碳化物的过渡区,界面两侧的硬度值连续变化,证明两种材料实现了冶金结合。     

超低温处理对M2钢铣刀耐磨性的影响

热处理后的金属材料再经超低温处理，其机械性能明显提高，尤其是高碳高合金工模具钢的耐磨性提高更为显著。本文主要探讨了M2钢铣刀经超低温处理后耐磨性的变化情况。     

超高速磨削温度的实验研究

用人工热电偶方法对40Cr和45#钢的超高速磨削温度做了深入的实验研究.发现提高砂轮线速度,工件的磨削温度随之升高;但从某一速度开始继续提高砂轮线速度,磨削温度却呈明显下降的趋势.这就预示超高速磨削温度较低,适合磨削.同时对超高速磨削的比磨削能进行了研究,表明大切深超高速磨削是可行的,发现40Cr钢的超高速磨削性能优于45#钢.     

无损检测钢铁材质的新方法

简述了用初始幅值磁场导率法检测钢铁材质的基本原理和方法,并据回归分析等数理统计方法,用单片机对采集的数据进行处理,从而用WGF—Ⅰ型微机式钢铁材质自动分选仪能定性和定量检测钢铁件的碳的质量分数、硬度、渗碳层深度、裂纹和其他缺陷等,其检测精度分别为±0.02%C,±1HRC,±10HBS和±0.05mm。检测速度为1500件/h。     

高速钢与碳钢异种钢焊接工艺研究

高速钢具有高硬度、热硬性和耐磨性,广泛用于车刀、铣刀、钻头等工具中。本文分析了高速钢与碳钢异种钢的焊接性,总结高速钢焊接的传统的熔焊方法,以及工具焊接中普遍使用的摩擦焊、闪光焊和钎焊和新型的相变超塑性焊接方法。     

汽车排气系统用铁素体不锈钢的发展

本文通过对汽车排气系统特性的分析得知，具有良好成型性能、耐高温氧化性和抗高温疲劳性、耐蚀性的铁素体不锈钢已完全可取代铸铁、碳钢、镀铝碳钢用于汽车排气系统。在排气系统冷端，采用409型铁素体不锈钢，在热端，采用430型铁素体不锈钢，用低铬代替高铬将成为今后的发展方向。     

Erosivity of particles from operating fluidized bed combustors

The erosion-corrosion (E-C) metal wastage mechanisms and rates that occur in 1018 plain carbon steel used in tubular heat exchangers of fluid bed combustors (FBCs) are discussed. The characteristics of FBC bed material erodent particles such as composition, shape, size and strength were found to have a major effect on the surface degradation mechanisms and rates which occurred. A total of 16 different bed material particles from ten different FBCs were tested. It was determined that when the particles were strong enough not to shatter upon impact, their shape and composition were the most important factors in determining their erosivity. The basic E-C mechanism was the formation of an outer layer of bed material deposit or mixed bed material and iron oxide that was eroded away in a brittle manner by cracking and chipping of a segmented scale. Beneath the outer layer a mixture of varying amounts of iron oxide and bed material occurred, with the iron oxide content increasing as the base metal was approached. The morphology and behavior of the outer layer are closely related to the metal wastage of the tubing steel.