汽轮机汽缸用铸钢ZG15Cr1MoA的热处理工艺和性能

试验得出 ,ZG15Cr1MoA钢 (C≤ 0 .2 2 % ,Cr 0 .95 %～ 1.6 5 % ,Mo 0 .43%～ 0 .6 7% )制造的汽轮机中高压汽缸体铸件在 95 0℃正火、6 80℃回火的常温拉伸性能及 5 38℃的瞬时拉伸和持久强度均符合标准要求     

高碳钢盘条马氏体形成临界冷却速率的数值模拟

通过JMatPro软件和根据钢厂生产的70钢（/%:0.67C,0.17Si,0.50Mn,0.010P,0.010S,0.10Cr）盘条,模拟对比高碳钢盘条中C（0.65%~1.00%）,Si（0.20%~0.55%）,Mn（0.50%~1.45%）,Cr（0.10%~0.75%）,S（0.010%~0.070%）,P（0.010%~0.060%）和奥氏体晶粒度级别（5.0~8.0）对马氏体形成临界冷却速率(CCR_Mf)的影响,建立了预测高碳钢CCR_Mf的表达式:CCR_Mf/(℃·s^-1)=4.088-9.88×[C]/%-3.58×[Si]/%-5.12×[Mn]/%-0.001×[P]/%+23.45×[S]/%-7.42×[Cr]/%+2×G_m,G_m-奥氏体晶粒度。结果表明,CCR_Mf随C、Mn、Si、Cr含量的增大而减小,随S含量和原奥氏体晶粒度的增大而增大,P对CCR_Mf几乎没有影响;C和Mn对CCR_Mf的影响最大;70钢马氏体临界冷却速率实测值8.51℃/s,计算值8.79℃/s,误差为0.28℃/s。建议高碳钢连铸过程应重点控制C、Mn偏析,并在轧制过程细化奥氏体晶粒尺寸,以减少马氏体组织的形成。      

温度对Mn16Cr22Ni1.6N0.6高氮钢的热变形行为和组织的影响

通过Gleeble 1500D热模拟实验,研究了Mn16Cr22Ni1.6N0.6高氮奥氏体不锈钢(%:0.12C、22.05Cr、15.52Mn、1.64Ni、0.58N)在900～1 300℃,应变速率(ε)0.005 s~(-1)时拉伸热变形行为及其组织变化。结果表明,该高氮钢在1 100～1 250℃时塑性较好。1 220℃断面收缩率最大为59%。拉伸断口处组织的观察表明,900～1 000℃拉伸时,已发生再结晶,有较细的晶粒生成;1 000～1 100℃时,再结晶的晶粒长大,有锯齿状的晶界;1 100～1 300℃时有铁素体出现,而且随温度的升高,铁素体含量增多,1 300℃时晶界发生了融化现象。     

微量稀土Ce对IF钢高温力学性能的影响

试验用无间隙原子钢-IF(/%:0.003 6~0.0049C,0.005~0.007Si,0.11~0.12Mn,0.007P,0.005S,0.007~0.011Alt,0.047~0.051Ti,0.003 0N,0~0.003 7Ce)由10 kg真空感应炉熔炼,锻成30 mm×25 mm方坯,终锻950℃,空冷。通过Gleeble-1500D热模拟试验机对试验钢在750~1 150℃进行应变速率0.1 s~(-1)的拉伸试验,研究微量稀土Ce对该IF钢高温拉伸性能的影响。与不含Ce的IF钢相比,含0.003 7%Ce的IF钢的热塑性(Z值)和热强性(R_m值)有明显提高,但随温度提高,增加值减少;IF钢和IF-Ce钢的高温断面收缩率、抗拉强度分别为750℃:(IF)77.62%-110 MPa和(IF-Ce)88.65%-160 MPa;950℃:(IF)87.35%-85 MPa和(IF-Ce)92.88%-100MPa;1 150℃:(IF)85.68%-55 MPa和(IF-Ce)90.62%-58 MPa。稀土元素改善钢的组织、细化晶粒、偏聚于晶界提高晶界强度是其提高IF钢热塑性和热强性的主要原因。     

固溶温度对022Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢组织和性能的影响

试验研究了1000℃ 4h和1060℃ 4h固溶处理后022Cr22Ni5Mo3N钢中ϕ75 mm材的组织和力学性能。结果表明,022Cr22Ni5Mo3N钢ϕ75 mm材终锻温度970℃空冷的组织（体积分数)约为铁素体31% ,奥氏体 56%,析出物13%;1 000℃ 4 h固溶后为铁素体38% ,奥氏体60% ,析出物2%;1060℃ 4h固溶后铁素体50%,奥氏体50%,该钢通过釆用1060℃固溶后,拉伸断裂强度731MPa延伸率38%,冲击功AKV(-40℃ ）76~81 J,满足标准要求。     

热处理对1Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢组织和性能的影响

试验1Cr12Ni3Mo2VN钢（/%:0.13C,0.16Si,0.70Mn,11.42Cr,2.78Ni,1.67Mo,0.30V,0.0360N）的冶金流程为30t EAF-LF-VD-3t ESR-锻造成Φ350mm材。研究了950~1100℃淬火和200~700℃回火对1Cr12Ni3Mo2VN钢组织与性能的影响以及500℃,500~10000h时效的拉伸性能。结果表明,淬火温度950~1100℃对1Cr12Ni3Mo2VN钢力学性能的影响不明显;该钢的回火脆性区在600℃左右,但对钢的塑性的影响较小。经1040℃淬火、540℃回火的1Cr12Ni3Mo2VN钢,在500℃时效500h后,其抗拉强度和屈服强度分别下降了7.7%和5.8%,时效10000h后,其抗拉强度和屈服强度分别下降了13.4%和14.6%,断面收缩率下降了40%,主要原因是杂质元素在晶界处偏聚以及碳化物在晶界处析出。     

回火温度对高锰钢ZGMn13Cr2性能的影响

通过系列回火工艺及拉伸试验 ,研究了回火温度对ZGMn13Cr2性能的影响。结果表明 :ZGMn13Cr2经水韧处理后 ,再经过 2 5 0℃× 6h回火 ,在韧性不降低的情况下 ,强度提高 10 % ,达到国外牌号GX12 0Mn12性能要求。     

重载齿轮钢的高温性能

 通过Gleeble 1500D热模拟试验机高温拉伸试验,对比研究了17Cr2Ni2MoVNb和17Cr2Ni2Mo钢的高温性能。结果表明：因微合金元素V（0.1%,质量分数,下同）、Nb（0.036%）产生细晶强化及固溶强化,17Cr2Ni2MoVNb 钢的抗拉强度比17Cr2Ni2Mo钢稍高。在低N（0.0057%）含量的17Cr2Ni2MoVNb钢中,V和Nb对热塑性的危害很小。而高N（0.0130%）含量的17Cr2Ni2Mo钢在600～900 ℃及1050～1200 ℃温度区间塑性低于17Cr2Ni2MoVNb钢。N含量及相变温度不同导致第二期AlN析出量不同及铁素体先后析出,是造成两试验钢塑性差别的主要原因。     

00Cr25Ni7Mo4N超级双相不锈钢热加工性能的研究

通过Gleeble热模拟机对真空感应炉熔炼的00Cr25Ni7Mo4N锻材进行高温拉伸和单道次及连续4道次压缩试验。结果表明,在900～1 250℃的范围内随温度提高和在950～1 100℃时随道次递增,00Cr25Ni7Mo4N钢的最大变形抗力逐渐下降;在1 050～1 250℃时,00Cr25Ni7Mo4N钢的变形抗力较低,断面收缩率高于60%,具有较好的热塑性;当应变速率为10/s且温度高于1 000℃,及应变速率为50/s且温度高于1 100℃时,钢的热加工性较好。     

00Cr30Mo2铁素体不锈钢475 ℃脆性的研究

通过热处理调整00Cr30Mo2铁素体不锈钢的固溶碳含量，利用拉伸实验、扫描和透射电镜观察等研究了钢在475℃时效不同时间后的拉伸性能、变形和断裂行为。结果表明：固溶在基体中的碳能够抑制富Cr区的形成，推迟475℃脆性的发生，时效后钢的变形方式以位错的平面滑移为主，同时伴有一定的孪晶变形。     

V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能及其断口特征

采用真空自耗重熔法制备了V5Cr5Ti合金,测试了V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能,分析了高温拉伸断口的宏观、微观形貌,探讨了钒合金的断裂机理。结果表明：随温度升高,V5Cr5Ti合金的强度性能下降,塑性性能先降低后升高;在700～900℃,V5Cr5Ti合金仍具有良好的强韧性综合性能;其高温断口特征表现为韧性断裂为主,韧性和脆性特征共存的现象。     

00Cr19Ni10钢管材固溶温度对性能的影响

通过对比在不同温度固溶处理后的00Cr19Ni10钢管材的室温拉伸、α相以及扩口、压扁性能的检测结果发现:固溶温度在1060℃～1080℃范围内时可使00Cr19Ni10钢成品管材获得相对最佳的性能状态。     

Cr含量对汽车用钛合金工艺与性能的影响

研究了Cr含量对TC4合金显微结构和性能的影响。结果表明,Cr元素能降低TC4合金的β相转变温度,当Cr含量低于3%时,TC4合金具有双态组织,Cr含量高于3%时,TC4合金中相转变完全,α相连续地分布在β相的晶界处;不同Cr含量条件下TC4合金中均存在α相和β相,随着Cr含量增多,TC4合金中β相数量明显增加;随着Cr含量增大,TC4合金的拉伸强度和屈服强度均逐渐升高,其延伸率逐渐降低,当Cr含量为4%时,TC4合金拉伸强度和屈服强度均具有最大值,分别为1 068 MPa和1 697 MPa,其延伸率具有最小值,为9.94%。     

热处理工艺对9Cr钢组织与力学性能的影响

利用热膨胀试验研究了9Cr钢随冷却速度变化的相变行为,设定奥氏体化温度分别为860和1000℃,利用 OM、SEM、TEM、XRD和室温拉伸对比研究不同热处理温度下9Cr钢的显微组织及力学性能.研究表明：随着冷却速度增加,9 Cr 钢发生铁素体/珠光体相变、贝氏体相变和马氏体相变,其中马氏体相变临界冷速为1.6℃/s;860℃热处理后9Cr钢的显微组织为板条贝氏体/马氏体和少量等轴铁素体,并有4％的残余奥氏体;奥氏体化温度升至1000℃后,奥氏体晶粒尺寸增加,9Cr 钢中铁素体几乎消失,板条特征更加明显,力学性能与860℃热处理后基本相同,均达到 HL级抽油杆钢的要求,说明9Cr钢具有较宽的工艺窗口.     

N对奥氏体不锈钢OCr18Ni9N热塑性的影响

采用Gleeble 1500热模拟试验机研究了0.008 7%～0.150 0%N对热轧0Cr18Ni9N钢(%:0.044～0.049C、0.41～0.51Si、1.46～1.52Mn、17.92～18.15Cr、9.09～9.24Ni、0.01～0.03Ti)以应变速率5×10~(-3)s~(-1)和1s~(-1)在800～1300℃的拉伸和压缩性能的影响,并分析了N含量对该钢动态再结晶性能的影响。结果表明,随着N含量的增加,该钢断面收缩率显著下降,同时其最佳热塑性的温度区间提高;当N含量低于0.0500%时,最佳热塑性区间为950～1100℃;而当N含量为0.0800%～0.1500%时,则为1150～1250℃。     

N对奥氏体不锈钢0Crl8Ni9N热塑性的影响

采用Gleeble 1500热模拟试验机研究了0.008 7%～0.1500%N对热轧0Cr18Ni9N钢(%:0.044～0.049C、0.41～0.51 si、1.46～1.52Mn、17.92～18.15Cr、9.09～9.24Ni、0.01～0.03Ti)以应变速率5×10-3s-1和18-1在800～1 300℃的拉伸和压缩性能的影响,并分析了N含量对该钢动态再结晶性能的影响.结果表明,随着N含量的增加,该钢断面收缩率显著下降,同时其最佳热塑性的温度区间提高;当N含量低于0.0500%时,最佳热塑性区间为950～1100℃;而当N含量为0.0800%～0.150 0%时,则为1150～1 250℃.     

SAE8640合金钢280mm x325mm连铸坯的高温力学性能

采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280mm×325mm连铸坯（/% : 0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.0011O,0.0054N）的550~1200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区＞1200℃,Ⅱ脆性区950~1000℃,Ⅲ脆性区650~750℃;该钢950~1000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。     

SAE8640合金钢280 mm×325 mm连铸坯的高温力学性能

采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280 mm×325 mm连铸坯(/%:0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.001 10,0.005 4N)的550~1 200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区1 200℃,Ⅱ脆性区950~1 000℃,Ⅲ脆性区650~750;该钢950~1 000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。     

舞钢电渣锭成材12Cr2Mo1VR钢板研制与开发

从钢板成分、显微组织、全厚度硬度、常温拉伸性能、高温拉伸性能及低温冲击韧性等方面,介绍了舞钢采用电渣重熔钢锭成材162 mm厚12Cr2Mo1VR钢板的研发过程。舞钢研制的12Cr2Mo1VR钢板成分均匀,显微组织为贝氏体组织,板厚1/2处及表面硬度相差不大,经过模拟焊后热处理,常温及高温拉伸性能满足标准要求,-30℃冲击性能优良,超过标准要求。     

铌-钛微合金化中碳硼钢连铸坯的高温力学性能

为了避免或减少铌-钛微合金化中碳硼钢320mm×280mm铸坯(%/:0.35C,0.04Si,0.87Mn,0.010P,0.007S,0.27Cr,0.031Alt,0.03Nb,0.030Ti,0.0018B,0.0046N)表面裂纹,研究了该钢种连铸坯的高温力学性能,并对高温拉伸断口和断口附近显微组织进行了观察。结果表明:在600～1250℃,试验钢在600℃时的断面收缩率为54.4%,其它测试温度点的断面收缩率均高于60%;试验钢第Ⅰ脆性区; 1200℃,第Ⅲ脆性区在750～850℃,在850～1200℃试验钢具有良好的热塑性;试验钢在800℃时具有相对偏低塑性,但拉伸断口微观下仍以韧窝形貌为主;试验钢在实际连铸生产时,采用≤1.0m/min铸速和≥950℃矫直温度,连铸坯表面质量良好。