汽轮机叶片用1Cr12Mo钢的化学成分和热处理

比较了三家国内钢厂的汽轮机叶片用1Cr12Mo钢的化学成分。分析了该钢调质后力学性能不符合要求的原因。结果表明:要使1Cr12Mo钢获得较高的力学性能,应按技术要求合理控制该钢的化学成分。例如,调质后动叶片用电渣钢的力学性能优于静叶片用的电炉钢;Ni含量偏低会使该钢调质后δ-铁素体含量超标,从而导致力学性能不合格。根据有效的经验公式预测钢的组织,合理制订热处理工艺,出炉前抽验叶片的硬度,建立性能数据库等,是使1Cr12Mo钢叶片获得更好的热处理质量的有效措施。     

经济型N80油管热处理工艺研究

为降低N80钢的生产成本,开发了一种经济型钢种,通过回火试验及力学性能试验,制订了该钢的热处理工艺.结果表明该钢的力学性能超过了API 5CTN80钢级的要求.     

60Si2Mn钢亚温淬火工艺研究

采用正交回归处理的方法,研究淬火温度、回火温度对60Si2Mn钢强韧性的影响,并分析了该钢亚温淬火后的组织和力学性能。结果表明,60Si2Mn钢在800℃淬火时,综合力学性能达到最佳。     

新型氮化钢25Cr5MoA的试制

为满足柴油机柱塞套用材料的要求，开发质量优于38CrMoAlA钢和GCr15钢的材料，研制了一种新型氮化钢25Cr5MoA。首先分析确定了材料的化学成分，然后电炉冶炼得材。试验测定了该钢的CCT曲线，探讨了淬火和回火加热温度对该钢力学性能的影响。结果表明，该钢具有良好的淬透性和较好的综合力学性能。     

热轧C-Si-Mn系双相钢的显微组织和力学性能

热轧双相钢是指低碳或低合金钢通过临界区热处理或控轧控冷工艺得到的主要由铁素体和少量马氏体组成的高强度钢。测定了C-Si-Mn系热轧双相钢的显微组织和力学性能,以研究二者之间的关系。结果显示,铁素体和马氏体强度是影响该热轧双相钢力学性能的主要因素。建立了热轧双相钢力学性能的数学模型,该模型可以作为预测热轧双相钢力学性能的理论依据。     

汽轮机用12Cr2Mo钢锻件热处理工艺的研究

汽轮机用12Cr2Mo钢锻件经正火、回火后，其力学性能（主要是屈服强度）偏低，一次热处理后的合格率仅为50％，既造成该钢锻件大量热处理返修，又严重影响了生产周期。对12Cr2Mo钢锻件的加热处理工艺进行了正交试验研究，进行了金相分析和生产实践，并对该钢锻件正火、回火后力学性能不合格的原因进行了探索，找出了该钢适合厂情的最佳热处理工艺参数，使该钢锻件一次性热处理合格率达到100％，经济效益十分显著。     

预处理对40Cr钢亚温淬火后组织性能的影响

分别以淬火和正火为预处理工艺,研究了不同原始组织条件下,40Cr钢亚温淬火后的强度和硬度,并进行了组织分析.结果表明,预处理影响40Cr钢亚温淬火组织中马氏体含量和晶粒大小,从而影响其力学性能.两次淬火后该钢得到极细的马氏体组织,具有较高的强硬性,其性能优于正火态亚温淬火.亚温奥氏体逆相变淬火可提高该钢的力学性能.     

CSP线生产C-Mn系热轧双相钢的工业试验

介绍了在CSP生产线上利用普通C-Mn钢生产热轧双相钢的工业试验情况,试验研究了该钢的化学成分、试验工艺、成品力学性能和微观组织。试验得出,该钢的力学性能已达到汽车大梁用钢BG510L的水平;与此同时,提出了生产过程中控制铁素体析出量和促进马氏体形成的具体措施。     

两相区热处理工艺对9Ni钢性能的影响

利用X射线衍射和扫描电子显微镜研究了不同热处理后9Ni钢中回转奥氏体的含量及其分布,并测定了两相区热处理(QLT)各阶段钢中的回转奥氏体含量,讨论了此过程中9Ni钢组织的演变,进而分析了该工艺对9Ni钢力学性能的影响规律及其机理.结果表明:经两相区热处理后,回转奥氏体的分布状态及稳定性对9Ni钢力学性能的影响更加显著.     

15CrMoR合金钢焊接失效分析及预防

针对取样于15CrMoR钢的焊接失效部件,通过材料的力学性能和化学成分分析,结合断口的微观形貌,分析该材料焊接失效的原因。结果表明:该15CrMoR钢在焊接过程中氢进入材料内部,加之该材料的力学性能偏脆性,产生了焊接氢致冷裂纹,在碳弧气刨的冲击作用下失效。建议严格控制焊前预热、焊后消氢和整体热处理工艺,并严格控制焊接质量,以减小15CrMoR钢焊接裂纹的产生。     

车轴用LZ50钢的热变形行为及高温塑性本构方程

借助Gleeble-1500D热模拟试验机,在温度1050~1200 ℃,应变速率0.01~1 s^-1,变形量在50%的条件下对LZ50高速铁路车轴钢试样进行热变形压缩试验。通过试验测得该材料不同工艺参数下的真应力-应变曲线,采用Arrhenius双曲正弦函数推导LZ50钢的高温塑性本构方程,并分析了不同热加工条件下LZ50钢的动态再结晶行为。结果表明,LZ50钢对温度和应变速率的变化较为敏感,温度越高,应变速率越低,所对应流动应力值越小。LZ50钢的变形激活能为217 920.626 J/mol。变形温度越高,应变速率越低,再结晶现象越容易发生。     

LZ50钢低温离子渗硫转动微动摩擦学性能研究

在LZ50钢表面进行低温离子渗硫处理,研究了渗硫层及LZ50钢基体在干态不同角位移幅值下的转动微动磨损行为.在对渗硫层及LZ50钢基体转动微动摩擦动力学特性分析的基础上,对其转动微动损伤行为进行了分析.结果表明:渗硫层结构主要由FeS和FeS2相组成;渗硫层及LZ50钢基体的转动微动运行区域强烈依赖于转动角位移幅值,呈现部分滑移和完全滑移两个微动区域,混合区未观察到,且渗硫层未改变LZ50钢基体的微动运行区域;在整个部分滑移区和滑移区的跑合阶段,由于渗硫层的固体润滑作用,使摩擦因数均低于LZ50钢基材;渗硫层可以显著降低基材的磨损,在部分滑移区损伤轻微,在滑移区的损伤机制主要表现为剥层、磨粒磨损和氧化磨损.     

LZ50车轴坯探伤质量分析及改进措施

通过对有探伤质量问题的钢坯进行金相检验分析，确定钢中残余铝是影响LZ50车轴坯探伤质量的主要因素。通过改进工艺并控制成品铝含量，使LZ50车轴坯的磁探合格率由原来的96．08％提高到现在的98．9％。     

22Mn2SiVBS钢化学成分与组织的关系

通过对合金元素与钢的组织转变动力学关系的研究,设计了22Mn2SiVBA空冷贝氏体型非调质钢.经电炉冶炼连铸连轧穿制成管坯后,检测了钢的化学成分和力学性能,讨论了钢中合金元素对其组织和力学性能的影响.结果表明,钢中微量合金元素分布不均匀,影响了组织转变的动力学条件,导致过冷奥氏体稳定性下降和过量铁素体的析出,降低了钢的力学性能.通过高温扩散处理,可以改善微量合金元素不均匀分布,获得均匀贝氏体组织,提高钢的力学性能.     

LZ50钢车轴及钢坯的技术进展

本文简要回顾了LZ50钢车轴及钢坯的化学成分以及晶粒度控制的进展,并根据目前技术发展情况,提出了国内车轴钢的生产工艺的发展趋势。     

LZ50钢离子渗氮层的转动微动磨损行为

利用离子渗氮技术在LZ50钢表面进行渗氮处理.对渗氮层及其基体材料(LZ50钢)在干态不同角位移幅值下进行转动微动磨损试验,并采用扫描电子显微镜(SEM)、电子能谱仪(EDX)和轮廓仪对磨痕形貌进行了分析.结果表明:渗氮层虽没有改变LZ50钢的转动微动运行区域特性,但显著降低了基体的摩擦系数,并提高了基体的耐磨性.在部分滑移区,渗氮层损伤轻微,仅呈现零星点状压痕;滑移区,渗氮层的损伤主要表现为剥层和磨粒磨损.     

稀土微合金化对Mg-9Li-1Zn合金组织性能的影响

通过复合添加0.2%的Y+0.1%的Nd+0.05%的Gd(质量分数,下同)制备了轻质高强Mg-9Li-1Zn-RE合金(LZ91-RE),随后对其进行锻造和冷轧。采用OM、SEM、EDS、XRD、TEM对锻造态和冷轧态LZ91合金和LZ91-RE合金进行组织及物相分析,同时利用拉伸试验机进行力学性能测试。结果表明,LZ91合金组织由α-Mg和β-Li两相组成,添加多元稀土元素后LZ91合金中α相体积分数减少了26.5%,晶粒得到显著细化,同时原位析出了富Y、富Nd、Mg₁₂Nd及Mg₃RE稀土强化相,但存在局部偏聚现象;LZ91-RE合金经过大应变冷轧变形,稀土强化相被破碎细化且分布更加均匀。此外,与LZ91合金相比,锻造态的LZ91-RE合金抗拉强度比LZ91合金提高了13.9%。冷轧态的LZ91-RE合金的抗拉强度比LZ91合金提高了19%,而伸长率只下降了4.4%。     

Q550D中厚钢板的调质工艺

采用不同的淬火和回火工艺对50 mm厚Q550D钢板进行调质处理,并对不同试样进行了金相分析和力学性能试验。50 mm厚Q550D钢板的最佳调质工艺为910℃淬火,630℃回火,最终获得较好的综合力学性能。     

短流程CSP和2250mm轧制生产50W600无取向硅钢组织及性能对比

针对短流程CSP和半连轧2250 mm两种不同热轧工艺所生产的50W600无取向硅钢,进行力学拉伸试验、显微组织观察及织构分析,研究两种工艺生产的无取向硅钢在组织状态和整体性能上的差异。结果表明:短流程CSP工艺生产的50W600无取向硅钢显微组织较为均匀,平均晶粒尺寸较2250 mm热轧工艺生产的粗大,热轧板力学性能略低。短流程CSP工艺生产的50W600无取向硅钢成品板酸轧、连续退火后不利织构相对较少,磁性能优于2250 mm热轧工艺生产的50W600钢。     

硫化机外胎底座齿轮轴断裂分析

应用化学成分分析，金相组织、宏观断口观察，力学性能及氢含量检测等方法对40Cr钢齿轮轴断裂原因进行了综合分析。结果表明：宏观断口为脆性断裂，钢中氢含量过高产生白点裂纹以及硅含量超标导致夹渣是齿轮轴脆性断裂的主要原因。