0Cr11Ni2MoVNb钢高温压缩变形的流变应力

采用Gleeble-2000热模拟试验机对OCr11Ni2MoVNb马氏体热强钢在不同变形温度(950～1160℃)及不同变形速率(0.01～10 s-1)的高温压缩变形的流变应力进行了研究.结果表明,当应变速率低于0.1 s-1且温度高于1000℃时,OCr11Ni2MoVNb钢出现动态再结晶,其热变形激活能Q=461.568 kJ/mol,高温压缩变形时Z参数和流变应力方程分别为Z=εexp(55516.959/T)=5.654×1013exp(0.075σp),σp=13.4131nε 7.447×1051/T-422.214.     

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。     

0Cr11Ni2MoVNb钢高温流变应力的本构方程

在Gleeble1500热模拟试验机上进行等温热模拟压缩试验,研究了oCr11Ni2MoVNb钢在变形温度950℃～1100℃应变速率0.01～10s<'-1>之间的热压缩变形行为.通常使用的本构模型,大多采用z参数来表示温度和应变速率对材料变形行为的影响,而研究发现本构方程中材料常数是随着应变有规律性的变化,通过加入应变补偿,用与应变有关的多项式表示材料常数,这种方法建立的本构方程能够更精确的预测出材料在不同变形温度和应变速率下的应力值.     

45Si2Cr钢的连续冷却转变曲线

测定了45Si2Cr钢分别在950℃和900℃奥氏体化后的连续冷却转变曲线。45Si2Cr钢的Ac1和Ac3点分别是790℃和822℃。钢在950℃奥氏体化时获得全马氏体的临界冷却速度为15℃／s,900℃奥氏体化时是20℃/s。钢的Ms点随奥氏体化加热温度的提高而上升,950℃、900℃和850℃加热时Ms分别是320℃、306℃和280℃。45Si2Cr钢在连续冷却时不形成贝氏体。     

ZG0Cr13Mn8N钢奥氏体中碳化物连续冷却析出动力学的研究

在用马氏体点变化法测得ＺＧ０Ｃｒ１３Ｍｎ８Ｎ钢奥氏体中碳化物等温析出动力学曲线的基础上,研究了冷却速度对ＺＧ０Ｃｒ１３Ｍｎ８Ｎ钢中碳化物连续冷却出动力学的影响,并获得了该钢奥氏体中碳化物连续冷却析出动力学曲线。     

ZG0Cr13Mn8N钢奥氏体中碳化物连续冷却析出动力学的研究

在用马氏体点变化法测得ＺＧ０Ｃｒ１３Ｍｎ８Ｎ钢奥氏体中碳化物等温析出动力学曲线（ＰＴＴ图）的基础上,研究了冷却速度对ＺＧ０Ｃｒ１３Ｍｎ８Ｎ钢中碳化物连续冷却析出动力学的影响,并获得了该钢奥氏体中碳化物连续冷却析出动力学曲线（ＰＣＴ图）。     

40Cr钢的形变热处理组织

利用Gleeble 1500热/力学模拟实验机,对40Cr钢进行了变形温度为710～1 050℃,变形速率为0.1～1s-1,变形量为0.7的热模拟单向压缩试验.分析了钢热变形组织.结果表明,该钢在950～1 050℃变形温度下,奥氏体发生了动态再结晶;710℃变形温度下,应变奥氏体加速铁素体析出.     

桥壳钢FSN400的连续冷却转变

为确定汽车桥壳的最佳热冲压工艺,采用Gleeble-2000热模拟机研究了静态和动态条件下FSN400钢的连续冷却转变过程,分析了变形温度和冷却速度对试验钢组织转变的影响.结果表明,桥壳热冲压工艺以850 ℃加热,5 ℃·s~(-1)冷却为宜,其组织为铁素体、珠光体和少量粒状贝氏体.     

热轧780MPa级超高强大梁钢的热变形行为研究

针对我国载重汽车用大梁钢屈服强度低,影响汽车轻量化设计问题,利用MMS-300热力模拟试验机对780MPa级大梁钢进行了单道次压缩实验.结果表明,铌和钛的高温析出物对位错和晶界的钉扎作用和固溶铌的溶质拖曳作用是引起实验钢奥氏体难以发生动态回复和动态再结晶的主要原因,实验钢的动态再结晶激活能达到446.92kJ/mol.通过数据回归建立了实验钢的变形抗力数学模型,该模型具有良好的精度,为超高强大梁钢的稳定化工业生产提供了理论依据.     

20Cr2Ni4A钢和17Cr2Ni2MoVNb钢渗碳层的组织与性能

研究了相同热处理工艺下20Cr2Ni4A和17Cr2Ni2MoVNb钢渗碳层的组织和性能特点。结果表明,17Cr2Ni2MoVNb钢的原材料和热处理后的晶粒比20Cr2Ni4A钢的均匀细小,经淬火+低温回火后,20Cr2Ni4A钢心部晶粒度等级为7级,17Cr2Ni2MoVNb钢心部晶粒度等级为8级。渗碳层晶粒呈梯度变化,最外层最粗但仍与心部晶粒尺寸相当;这得益于V、Nb等微量元素形成的碳化物对晶界的钉扎作用,同时因为含有更多的碳化物颗粒使得17Cr2Ni2MoVNb钢的显微硬度略高于20Cr2Ni4A钢。17Cr2Ni2MoVNb钢的渗层比20Cr2Ni4A钢的具有更高的硬度和更多的碳化物使其耐磨性更优。     

0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢的连续冷却相变动力学

采用显微组织表征和硬度测试研究了0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢连续冷却转变动力学和显微组织演化规律。结果表明:0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢在1100 ℃×60 min奥氏体化条件下,以0.5~100 ℃/s的速度冷却时仅发生马氏体转变,马氏体相变的开始温度(Ms)约为212 ℃,结束温度(Mf)约为25.3 ℃,组织均为板条马氏体,硬度约为371 HV。冷却速率的变化对相变温度、室温组织和硬度无显著影响。采用K-M方程描述马氏体相变过程,其相变动力学参数α约为0.0317。     

17Cr2Ni2MoVNb和20Cr2Ni4A钢齿轮渗碳质量与弯曲疲劳寿命的试验研究

通过金相检测和显微硬度测试等手段,对17Cr2Ni2MoVNb钢齿轮和20Cr2Ni4A钢齿轮的渗层、心部组织、晶粒度及渗层深度等渗碳处理质量进行分析,并采用PLG-300C拉压疲劳试验机对上述两种材料齿轮进行弯曲疲劳寿命测试。结果表明,齿轮加载齿根处有效渗层深度和显微硬度是齿轮弯曲疲劳寿命的主要影响因素,相同载荷条件下加载齿根处有效渗层深度减小,轮齿弯曲疲劳寿命明显缩短;加载齿根显微硬度增大,轮齿弯曲疲劳寿命提高。渗层表面出现浅层脱碳层时(齿根脱碳层≤0.2 mm),虽然会降低轮齿的弯曲疲劳寿命,但相比加载齿根处的渗层深度和表面硬度,脱碳层的影响并不明显。     

17Cr2Ni2MoVNb齿轮钢中NbC析出相对晶粒长大的影响

通过析出相粗化模型、Zener晶粒长大模型和试验验证,分析NbC析出相对17Cr2Ni2MoVNb钢在高温下晶粒尺寸的钉扎影响。模型与试验结果表明,NbC的粗化与回溶会降低对晶粒长大的钉扎作用。当等温温度低于1000℃时,NbC析出相对奥氏体晶粒的长大可以起到有效抑制,随着等温温度的升高,NbC析出相对奥氏体长大的抑制作用越来越弱。     

12Cr2Ni4MoVNb钢热处理工艺参数的研究

通过对12Cr2Ni4MoVNb钢锻件的热处理工艺试验研究,重点进行了晶粒长大倾向、奥氏体化温度、奥氏体化保温时间、回火温度及回火保温时间对性能的影响的试验工作,分析了各种热处理工艺参数对力学性能的影响,优化了热处理工艺参数并在生产中进行了验证。在限定回火温度并且不损失塑韧性的前提下可以使σ_b和σ_(0.2)满足订货条件要求:σ_b≥90OMPa、σ_(0.2)≥60OMPa。     

高Cr铁素体耐热钢连续冷却相变行为

基于传统高Cr铁素体耐热钢系的合金成分,对合金元素进行了一定范围内的调整,设计出一种新型高Cr铁素体系耐热钢。该钢的回火组织主要为大量板条马氏体＋少量铁素体组成。在差分膨胀仪上测定了不同冷却速度新钢的热膨胀曲线,进而制定该钢种的连续冷却转变（CCT）曲线。结果表明,随着冷却速度升高,相变点降低,马氏体板条宽度变小,铁素体由连续长条状向多边形结构和短条状转变,硬度值升高。     

热力参数对0Cr11Ni2MoV钢高温流变应力的影响

在Gleeble1500热模拟试验机上进行等温热模拟压缩试验,研究了热力参数(变形温度、变形速度和变形程度)对0Cr11Ni2MoVNb钢在变形温度950℃~1100℃、应变速率0.01~10s-1时的高温变形行为的影响。基于数理统计原理,科学分析并回归确定了合金在该温度范围下的变形激活能Q为429.48kJ/mol,应变速率敏感指数m为0.11059,得出了能综合反映热力参数对材料性能影响的本构方程。通过计算相关系数(R)和绝对误差的平均值(AARE)表明该本构有较好的精度,可对0Cr11Ni2MoVNb钢的流变应力进行很好的预测。     

1Cr11Ni2W2MoV钢的离子渗氮

利用脉冲直流辉光等离子技术,对1Cr11Ni2W2MoV马氏体热强不锈钢进行不同工艺参数的离子渗氮。利用光学显微镜、显微硬度计、XRD对渗氮层的显微组织及硬度进行了分析。结果表明,在所选用的离子渗氮工艺参数下,1Cr11Ni2W2MoV钢渗层只由扩散层组成,渗氮温度≤560℃时,渗层主要由固溶N原子的α相组成,并伴有少量的γ'-Fe4N和CrN析出;随着渗氮温度的升高和渗氮时间的延长,固溶N原子的α相逐渐转变成γ'-Fe4N相,当处理温度达到590℃时,渗层主要由γ'-Fe4N和Cr N组成。离子渗氮后渗层的表面硬度较未渗氮前有显著的提高,在一定范围内,渗层的表面硬度和渗层深度都随着渗氮温度和渗氮时间的增加而增加,渗层硬度梯度分布也随着渗氮时间的延长变得平缓。