回火脆性的杂质—空位复合体非平衡偏聚机制

提出了钢回火脆性的杂质－空位复合体机制。研究了４０Ｃｒ钢５３８℃长时间回火脆化动力学，发现５０％ＦＡＴＴ（脆韧转变温度）随回火时间变化的规律与所提出的机制吻合较好。用扫描电镜观察冲击断口形貌，表明沿晶断口的比例呈规律性变化。用俄歇电子谱仪测定了晶界磷浓度的变化。     

电冶熔铸WCp/钢基复合材料的组织及断口研究

用电冶熔铸法制备了20wt％WC颗粒增强钢基复合材料，进行三点弯曲法破断试验，并观测材料的显微组织及断口形貌，分析热处理工艺对显微组织和断口形貌的影响。结果表明：WC颗粒相基本溶解于钢基体相中，并沿品界生成Fe，W3C复式碳化物，同时两相实现了冶金结合；断口分析证实此类断口为韧——脆复合断口，其中，部分硬质相颗粒表面出现解理断口。热处理工艺和颗粒本身特征均可影响基体断口形貌和断裂机制。淬火态断口基本为沿晶断裂；低温回火态断口以细韧窝及部分沿晶断口为主要断裂机制；退火态断口为准解理及韧窝复合断口。     

回火结构钢的断裂行为和显微组织的关系

用透射电镜研究了两种结构钢的断裂行为与显微组织的关系。结果表明,回火后准解理断口的出现和消失与Fe_3C的析出和聚集密切相关:经250℃回火时析出ε碳化物,呈现单一韧窝断口,回火温度超过350℃时,有Fe_3C析出,这时出现准解理断口,而于450℃回火后达最大比例。在550℃回火后,60Si2Mn钢因Fe_3C聚集,准解理断口消失,又变成单一韧窝断口,37SiMnCrNiMoV钢Fe_3C聚集的倾向小,经550℃回火后仍有少量准解理断口保留下来。观察试样上由负荷产生的残留显微裂纹发现,它们常沿孪晶马氏体的内孪晶界及板条马氏体的条界发展,因此认为这两种脆化了的界面是准解理的解理面,而Fe_3C沿这类界面析出并呈连续分布是导致界面脆化的原因。     

RELATIONS BETWEEN FAILURE BEHAVIOUR AND MICROSTRUCTURE IN TEMPERING STRUCTURE STEELS

用透射电镜研究了两种结构钢的断裂行为与显微组织的关系。结果表明,回火后准解理断口的出现和消失与Fe_3C的析出和聚集密切相关:经250℃回火时析出ε碳化物,呈现单一韧窝断口,回火温度超过350℃时,有Fe_3C析出,这时出现准解理断口,而于450℃回火后达最大比例。在550℃回火后,60Si2Mn钢因Fe_3C聚集,准解理断口消失,又变成单一韧窝断口,37SiMnCrNiMoV钢Fe_3C聚集的倾向小,经550℃回火后仍有少量准解理断口保留下来。观察试样上由负荷产生的残留显微裂纹发现,它们常沿孪晶马氏体的内孪晶界及板条马氏体的条界发展,因此认为这两种脆化了的界面是准解理的解理面,而Fe_3C沿这类界面析出并呈连续分布是导致界面脆化的原因。     

在役2.25Cr-1Mo钢不同氢含量条件下韧脆转变行为

基于Charpy冲击实验研究加氢反应器用2.25Cr-1Mo钢长期高温服役后的回火脆化倾向.为了研究氢含量对该材料韧脆转变行为的影响,对已发生一定程度回火脆化的2.25Cr-1Mo钢进行电化学充氢处理,分别将试样氢浓度控制在2×10-6和4×10-6.对充氢后的试样进行Charpy冲击实验和慢速率拉伸试验,并对冲击断口形貌进行宏观与微观观察与分析.结果表明2.25Cr-1Mo钢长期高温服役后有较大的氢脆敏感性,充氢使2.25Cr-1Mo钢的韧脆转变温度升高,断口中出现沿晶断裂特征,且随着氢含量的增加,其韧脆转变温度持续升高,沿晶断裂特征所占比例增加.最后对2.25Cr-1Mo钢受回火脆与氢脆共同作用下的韧脆转变机理进行了探讨.     

钢显微组织对应力腐蚀抗力的影响

本文研究了两种矿用圆环链专用钢23MnNiCrMo64和20MnVK,经淬火、不同温度回火后的应力腐蚀应力强度因子门槛值K_(ISCC),并进行了组织和断口的电子显微分析。结果表明,随回火温度提高,K_(ISCC)上升;K_(ISCC)与K_(IC)有大致相同的变化趋向。在回火脆区间,K_(ISCC)值出現低谷。造成这一现象的原因是,回火温度的变化造成了钢显微组织的变化,特别是析出相的增加和铁素体的回复,是钢应力腐蚀敏感性降低的主要原因,回火脆区间较高的应力腐蚀敏感性,主要是由于晶界弱化因素与氢的陷阱捕获     

回火对42CrNiMo6钢韧脆转变温度的影响

通过热处理工艺试验,研究42CrNiMo6钢的韧脆转变温度。根据42CrNiMo6钢在不同回火温度下的低温冲击吸收功,推算冲击断口形貌的剪切断面率。结果表明,590℃回火后,合金韧脆转变温度为室温;620℃回火后,合金韧脆转变温度为-50℃;而650℃回火后,合金韧脆转变温度为-70℃。回火温度的提高会增加合金的低温冲击吸收功,但会降低材料强度和韧脆转变温度,提高材料的工况应用范围。     

热轧FH550级超高强度钢的组织性能分析

对轧制和回火后的FH550超高强度船板钢的组织性能进行了研究.结果表明,轧制后钢的强度和塑性都达到了船级社的要求.两阶段轧制后,钢板1/4宽度处的低温韧性较好,韧脆转变温度较低,组织主要为针状铁索体,冲击断口为韧性断口;钢板1/2宽度处的低温韧性较差,组织主要为针状铁索体和珠光体,冲击断口为解理断口.回火后钢的性能明显发生变化,随着回火温度的升高,钢的硬度先降低后升高,600℃回火时得到最高的硬度和屈服强度,600℃以上回火时,钢的硬度和屈服强度均有所下降.     

临界区热处理对高温回火脆的影响及其遗传效果

本文通过系列冲击试验,断口分析、俄歇电子能谱分析和金相分析研究了30CrMnSiA 钢临界区热处理以及临界区淬火十低温奥氏体化处理抑制高温回火脆的效果。试验结果表明:1)临界区热处理能有效抑制其高温回火脆。2)临界区淬火十低温奥氏体化处理不能保留临界区热处理改善回火脆的大部分有利作用。在此基础上本文运用断裂能量的观点分析了临界区热处理改善回火脆的原因,并指出了临界区热处理状态的脆断特点;本文还就临界区淬火+低温奥氏体化处理对临界区热处理改善回火脆的遗传效果和机理作了讨论。     

高速重载列车车轴用钢EA4T的低温韧度

将经过高温系列回火的EA4T钢试样加工成夏比V型缺口冲击试样,通过低温系列冲击试验对EA4T钢的低温韧度进行了研究。结果表明,EA4T钢经880℃油淬,650℃回火后的冷脆转变温度为-97.37℃至-117.59℃,且在0℃至-80℃冲击时,其A_(KV)基本高于150 J,断口韧性断裂特征明显,表明EA4T钢具有良好的抗冷脆转变能力。     

CrNi油井管回火脆性产生原因分析与探讨

对低碳中合金CrNi钢油井管高温回火后冲击值异常的试样进行分析,并对试验钢进行二次回火快冷试验,对比回火空冷及二次回火快冷试样的拉伸性能、低温冲击性能以及断口形貌、显微组织以及析出物,进行化学成分及热处理工艺对高温回火脆性的影响研究。结果表明:引起低碳中合金CrNi油井管回火脆性的主要原因是碳化铬及非金属夹杂等硬脆相在晶界析出,晶界结合力恶化。发现高温回火脆性是冲击功异常的主要原因,并由此提出了CrNi油井管化学成分优化及工艺改进方案。     

30CrMnSiA钢高温回火脆性的示波冲击法研究

本文用示波冲击法研究了30CrMnSiA钢的高温回火脆性,并对冲击试样进行了宏观断口形貌观察。韧性状态下这种钢的示波冲击曲线可区分为弹性变形功、塑性变形功和裂纹稳定扩展功及失稳扩展功四个部分。这时的宏观冲击断口由萌生区、稳定扩展区和失稳扩展区三部分组成。出现回火脆性时,示波冲击曲线上稳定扩展功变为零,而失稳扩展功严重下降;宏观断口上稳定扩展区消失。因此,用裂纹扩展功的变化能更好地反映回火脆性的程度。     

试验温度对Cr-Mo合金钢冲击疲劳裂纹扩展行为的影响

在转盘式冲击疲劳试验机上进行了冲击疲劳试验。应用断裂力学及断口照像技术,研究了原始奥氏体晶粒尺寸、韧—脆转变温度及试验温度对淬回火Cr-M。合金钢冲击疲劳裂纹扩展速率的影响(试验用钢原始奥氏体晶粒尺寸在8.3μm～25.4μm范围内变化)。所得冲击疲劳试验结果和非冲击疲劳情况进行了比较。无论是冲击还是非冲击疲劳,当裂纹从辉纹形式扩展时,其扩展速率对奥氏体晶粒尺寸、韧-脆转变温度及试验     

2．25Cr—1Mo型钢的焊后热处理及步冷试验与分析

炼油厂加氢设备“反应产物与混氢油换热器”用SA387Cr22Cl2及SA336Cr.F22钢正火状态下为2．250—1Mo型贝氏体钢，淬透性好，具有一定的淬硬性，可焊性稍差，焊后易产生裂纹，回火抗力较好，但在回火脆化温度400-650℃之间长期使用，易产生脆化倾向，即回火脆性。为满足压力容器设计要求，探讨该钢种的焊后热处理性能，以及模拟在高温下长时间加热、保温和缓慢冷却下，抵抗回火脆化的能力；对此钢进行了焊后热处理工艺及回火脆化敏感性(步冷)试验与分析，据最终产品试板的试验结果，各项技术指标完全符合标准及设计要求。     

18Cr2Ni4WA钢混合组织的二次离温回火状态的冷脆倾向

本文通过系列冲击试验、断口形貌观察和组织分析,研究了18Cr2Ni4WA钢混合组织二次高温回火状态的冷脆倾向。结果表明,(1)以粒状组织和粒状贝氏体为主的混合组织的二次高温回火状态比其低温回火和一次高温回火状态,具有较低的冷脆倾向;(2)M—A组织中的孪晶M岛是影响中温转变产物冷脆倾向的重要因素,A岛的存在及其在低温试验时的转变会影响“ak—T”曲线的位置和形状。     

回火时间对高温轴承钢组织和性能的影响

研究了500 ℃高温回火处理时不同回火时间对高温轴承钢组织和性能的影响规律。结果表明,随回火时间的延长,高温轴承钢的强度和硬度逐渐增加,而钢的塑性和冲击性能逐渐降低。回火时间的延长促进了试验钢中第二相的析出和长大,由于第二相的析出强化,使得钢的强度和硬度提高。冲击断口韧窝中析出相的数量随回火时间的延长逐渐增加,且尺寸有所增大,冲击断口中典型韧窝形貌逐渐减少,断裂机制逐步由韧性撕裂向准解理断裂转变。试验钢在500 ℃100 h长时间回火后有少量μ相析出,μ相的析出使钢的塑性降低。     

60Si2MnA盘簧断裂失效分析

采用化学成分分析、硬度测试以及宏观和微观断口分析等方法对60Si2MnA钢盘簧失效原因进行了分析。结果表明,失效弹簧断裂源位于弹簧内侧,断口形貌呈典型的沿晶脆性断裂;组织为回火托氏体,其硬度偏高,清洗过程中由于氢的渗入致使发生氢致脆断裂。     

30CrMnSiA钢高温回火脆性的研究

对30CrMnSiA钢高温回火脆性进行了研究。结果表明：30CrMnSiA钢经650℃回火保温后缓冷或500℃等温时,冲击韧性值降低。下降的程度随等温时间的延长而加剧;下降的速度随时间的延长而减慢。经不同时间等温脆化后再经650℃保温1h水冷的脱脆处理,冲击韧性全部恢复,与预先的脆化程度无关。在公认的高温回火脆性温度范围以下380℃保温,同样产生脆化。无论是脆化处理还是初化处理和脱脆处理的冲击试样,当断口上出现沿晶断裂区时,其沿晶面上均存在有大量的质点和小孔洞。作者认为,高温回火脆性主要因置换型团溶杂质原子（P、Sb、Sn、As等）与间隙型团溶原子（C、N）一起在位错线上形成柯氏气团所致。而奥氏体化时沿晶界析出的第二相质点,虽然弱化了晶界,但不是产生脆化的主要原因。     

回火温度对30CrMnSiA钢氢致延迟断裂行为的影响

采用恒载荷缺口拉伸试验和慢应变速率拉伸试验研究了30CrMnSiA钢在不同回火温度下的氢致延迟断裂行为。结果表明,随着回火温度的提高,实验钢的延迟断裂抗力逐渐提高,510℃回火时可获得良好的耐延迟断裂性能。实验钢在充氢前的断裂机制为准解理+少量韧窝断裂,且随着回火温度的升高,断口中韧窝断裂的比例增加;实验钢在充氢后或在腐蚀液中加载时,350℃和400℃回火试样的断裂机制转变为氢致沿晶断裂,510℃回火试样的断裂机制则未发生变化。     

5CrMnMo钢热锻模具的复合等温热处理工艺研究

在对5CrMnMo钢制造的球头座热锻模具失效分析的基础上,研究复合等温热处理对5CrMnMo钢组织、性能及断口形貌的影响。研究认为:5CrMnMo钢热锻模经860℃淬火+280℃等温+440℃回火,使模具心部获得回火下贝氏体组织,硬度45~48 HRC,可以有效地防止热锻模具脆裂,模具寿命可得到显著提高,具有明显的经济效益。