残余奥氏体在工具钢中的作用

测定了9SiCr钢经不同热处理后的金相组织及残余奥氏体量,研究了残余奥氏体量及其机械稳定性对力学性能的影响。试验结果表明,通过分级淬火,可获得较多且稳定性较高的残余奥氏体,使材料的抗弯性能提高,疲劳裂纹扩展速率da/dN明显减缓。分析认为,这主要与残余奥氏体性能调节应力分布,降低缺口敏感度,阻碍疲劳紧纹扩展的作用有关。同时,马氏体基体形态也对力学性能起着重要的作用。     

GCr15钢等温马氏体转变及残余奥氏体研究

本文研究了GCr15钢奥氏体化后淬入稍低于M_S点热油中等温,马氏体及残余奥氏体的变化。其中,马氏体多阶段形成,细化了马氏体领域,残余奥氏作量大且分布均匀;利用奥氏体热稳定化和等温马氏体形成,可得到不同的残余奥氏体量。采用显微硬度和TEM等研究了等温马氏体对回火组织的影响。指出等温马氏体形成推迟了先转变马氏体的分解,但不能阻止残余奥氏作内碳化物析出,且等温马氏体具延长残余奥氏体分解孕育期的作用。     

残余奥氏体对空心滚动体接触疲劳的影响

采用空心圆柱滚动体进行接触疲劳试验,研究了GCr15轴承钢不同残余奥氏体含量对接触疲劳寿命的影响。结果表明,随钢中残余奥氏体量增加(2.3％～24.8％A_r),接触疲劳寿命提高。通过对不同接触周次下表面残余奥氏体量及残余应力变化的分析,研究了利用残余奥氏体组织在弯曲应力和接触应力作用下发生马氏体相交带来的体积效应,对因磨损造成的空心圆柱滚子轴承预负荷减少进行补偿的可能性。     

用金相法测定表层残余奥氏体

表层残余奥氏体量对渗碳钢齿轮的接触疲劳、弯曲疲劳及抗磨性均有明显的影响,生产中应该进行测定和控制。目前缺乏简单易行的测定方法。本文以18cr2Ni4WA钢为例,对用金相法测定表层残余奥氏体作了初步探讨。首先通过用真空镀膜、镀铜溶液、Klemm试剂及硝酸酒精溶液作了显示组织的对比,肯定了Klemm试剂显示残余奥氏体的可靠性,然后用线段分析法对该试剂处理的样品进行了表层残余奥氏体的测定。最后用维氏硬度测定法初步验证了这种金相测定方法的准确程度。我们认为通过与标准等级照片作对比来确定残余奥氏体数量,或通过维氏硬度测定来间接估算残余奥氏体量,都是简便易行的方法,适于工厂应用。     

Cr12钢残余奥氏体应变诱发马氏体相变增韧

通过测定不同热处理条件下Ｃｒ１２钢的断裂韧度ＫＩＣ值和残余奥氏体量以及透射电镜观察发现，钢中的残余奥氏体在外加应力作用下会发生应变诱发马氏体相变。应变诱马氏体相变可以提高钢的断裂韧度ＫＩＣ值，其效果随着残余奥氏体应变诱发马氏体相变的转变量的增加而增强。     

低碳低合金三相钢中残余奥氏体的机械稳定性

本文自行设计了一种以Si、Mn为主要合金元素的低碳、低合金三相钢,经720℃临界区退火后获得7～16％残余奥氏体含量的铁素体—马氏体—奥氏体三相组织。应用X射线衍射仪、拉伸试验机和透射电镜研究了三相钢中残余奥氏体的机械稳定性及其对拉伸性能的影响。结果表明,三相钢中残余奥氏作大部分为“孤立型”,机械稳定性低,在拉伸变形过程中易发生应变诱发马氏体转变,其转变过程为:残余奥氏体(fcc)→层错(hcp)→马氏体(bcc)。残余奥氏体对钢的拉伸性能有显著影响,提高σ_b、n_H~-、n、δ_u,降低δ_S、δ_S/δ_b、δ_t、ψ?推迟颈缩形成。     

冷却速度对18Cr2Ni4WA钢组织与性能的影响

本文通过改变冷却速度以获得不同的显微组织来研究冷却速度对曲轴疲劳性能的影响。结果表明,随冷却速度的降低,粒状贝氏体及残余奥氏体量有所增加,粒状贝氏体中(M-A)小岛在尺寸及形状上均有明显变化。另外断口分析表明,粒状贝氏体可以成为一种疲劳源。     

残余奥氏体在疲劳裂纹尖端的应变诱发相变

通过用X射线衍射法测定疲劳试样断面及一定深层内的残余奥氏体(A_R)量,简单而有效地分析了A_R在疲劳裂纹尖端的应变诱发相变行为。结果表明,准贝氏体组织中的A_R具有适中的机械稳定性,并认为此种A_R有利于提高钢的疲劳性能。     

残余奥氏体对接触疲劳性能的影响

本文结合自己的工作综述了残余奥氏体(A_R)含量、分布及稳定性等对接触疲劳性能的影响。认为对于不同的钢种、不伺的组织状态和不同的服役条件,残余奥氏体应有一个适当的含量和适当的稳定性,在某些钢中超细晶团的形成对接触性能的影响起着决定性的作用,过份强调细小碳化物的作用是不适宜的。为了深入了解A_R行为.A_R变化的单因素化是个重要条件。     

低碳马氏体组织中的残余奥氏体

本文用七种成分不同的低碳马氏体钢作研究材料,对低碳马氏体组织中的残余奥氏体的形态、分布、机械稳定性和热稳定性作了较系统的研究。试验结果表明,低碳马氏体组织中普遍存在薄膜状的残余奥氏体,这种残余奥氏体主要分布于板条马氏体边界上,也分布于马氏体束边界和原奥氏体晶界上;奥氏体膜常是一边平直、规则,另一边起伏不规则,其厚度即使在同一板条束中,甚至在同一边界上也是不均匀的;相变过程中的应变,并未使残余奥氏体的位向发生大的变化;低碳马氏体中的残余奥氏体有良好的机械稳定性(至少在含Mn的低碳马氏体钢中是如此),并有良好的低温稳定性,其分解温度为200～300℃。     

热处理对渗碳层组织和接触疲劳性能的影响

用滚轮试样测定了热处理工艺对18Cr2Ni4WA钢渗碳层组织和接触疲劳性能的影响,优选出了最佳工艺。并从残余奥氏体、未溶碳化物和马氏体回火程度几个方面分析了组织和性能之间的关系。     

高强钢焊接接头激光处理组织和性能研究

对30CrMnSiA钢氩弧焊接头熔合区进行激光处理,使接头抗裂性能明显改善。用电子显微分析技术对激光处理组织进行了分析研究,证实该钢种激光处理组织是含有大量位错的细板条马氏体及板条间的残余奥氏体组织。电子衍射花样标定结果表明,马氏体和残余奥氏体的晶体学位向关系符合K-S关系。     

中锰铸钢疲劳裂纹扩展行为研究

采用疲劳裂纹扩展速率试验方法中的紧凑拉伸试验 (CT试验 ) ,得到了中锰铸钢疲劳裂纹扩展速率的数学表达式 ;用 SEM和微区相结构测试技术分析了中锰铸钢在疲劳裂纹扩展过程中的行为特点。研究表明 ,中锰奥氏体铸钢在疲劳裂纹扩展过程中 ,裂纹尖端将由应变诱发奥氏体向马氏体转变并伴有相变塑性产生 ,从而延缓了裂纹的扩展速率     

Q-I-Q-T工艺对60Si2CrVA钢断裂韧性的影响

研究60Si2CrVA弹簧钢经淬火-等温-淬火-回火(Q-I-Q-T)热处理后复相组织含量与断裂韧性间的关系。结果表明,在实验的等温温度范围内,随着等温温度的升高,残余奥氏体和贝氏体含量逐渐增大,60Si2CrVA钢强度降低,断裂韧性逐渐增加,在300℃等温时,断裂韧性达到最大值66.37 MPa.m1/2。稳定的残留奥氏体与过渡形态贝氏体量增加是提高断裂韧性的主要原因。     

2200 MPa级超高强度低合金钢的组织和力学性能

研究了两种不同硅含量超高强度低合金钢在不同热处理下的力学性能,分析了硅对2200MPa级超高强度钢力学性能的影响。结果表明,试验钢经淬火及低温回火后得到板条马氏体、ε碳化物和少量残余奥氏体组织。碳的质量分数为0.5%能使钢的强度达到2200MPa。添加1.75%质量分数的硅使钢的强度提高约100MPa,其抗回火稳定性高,在270℃回火下其抗拉强度仍在2200MPa以上。     

Cr12MoV冷作模具钢渗硼层表面与界面分析

采用热浸渗法对Cr12MoV冷作模具钢进行渗硼处理,通过扫描电镜、能量色谱和X射线衍射分析渗硼层表面-界面形貌、化学元素分布和物相组成,对结合界面进行线扫描和面扫描分析,讨论了热浸法渗硼机理,并对残余应力和残余奥氏体进行测试。测试结果表明：渗硼层表面存在着细小气孔,与不溶于硼化物的原子扩散相关;渗硼层表面形成的高硬FeB按照(002)方向择优生长;渗硼层结合界面化学元素发生相互扩散,元素分布均匀;渗硼处理后表面残余应力由拉应力变为压应力,同时残余奥氏体转变为马氏体,改善了冷作模具的摩擦与磨损性能。     

1.41%C超高碳钢淬火高温回火球化组织的研究

采用淬火+高温回火热处理对碳的质量分数为1.41%超高碳钢进行球化处理,研究碳化物超细化的机理,确定最佳的球化工艺参数。结果表明:在850～1100℃范围内淬火时,随着温度的上升,碳化物不断溶入奥氏体,使粗大碳化物颗粒变小,回火后不仅从针状马氏体中析出均匀细小的碳化物,同时在残余奥氏体中也析出大量均匀细小的碳化物,碳化物数量增加。钢中含有抑制碳化物长大的Al和Cr元素,在550～750℃高温回火时,温度越高球化效果越好,即使在1100℃淬火+750℃回火后碳化物颗粒尺寸仍然保持在0.1～0.3μm。     

异种钢焊接中氢蚀剥离的产生机理研究

利用电子显微镜技术（ＴＥＭ、ＳＥＭ）分析了焊态和长期在高温、高压氢环境中服役后，Ｃｒ５Ｍｏ＋奥３０２（Ｃｒ２５Ｎｉ１３）异种钢焊接熔合区附近的显微组织变化。认为氢蚀剥离裂纹的产生机理为：工件在运行过程中，组织不均匀的熔合区周围，富集氢和碳（碳化物），并发生反应，在奥氏体（Ａ）／类马氏中（Ｍ－Ｌ）焊接边界处生成ＣＨ＿４气泡，不断的冷热疲劳使气泡不断长大，并逐渐连在一起。当工件停止运行冷却到室温后，由于母材和焊缝金属之间热膨胀系数以及导热系数的差异，使边界处的应力集中重新出现，导致接头沿气泡连接部位开裂。     

钢的多元渗硼层组织结构的变异

以４５钢、ＧＣｒ１５钢为基体材料，先渗硼，后钒化，获得硼化物和碳化钒的多元渗硼层。采用金相显微镜，Ｘ－射线衍射仪和电子探针，分析测定了覆层的组织结构和成分分布。结果表明，渗硼试样长时钒化，Ｃ、Ｂ、Ｖ和Ｃｒ等元素在覆层中重新分布，硼化物逐渐蜕化，蜕变程度取决于钒化温度和时间，以及基体的化学成分。硼化后钒化过程中，表面与奥氏体之间存在碳活度差，碳原子向表面上坡扩散，ＶＣ覆层向外生长。实验表明，获得连续的多元渗硼层是可能的。