GCr15钢球阀的深冷处理工艺

对GCr15钢球阀经不同液氮保温时间和不同升温速度的深冷处理后的显微组织和力学性能进行了研究。结果表明：深冷处理可促使残留奥氏体转变为马氏体,细化组织并析出微细碳化物,提高GCr15钢球阀的综合力学性能。经深冷处理后残留奥氏体含量由16.74%降为0.40%～9.75%,表层残余应力由-98 MPa压应力变为252 MPa拉应力,耐磨性提高105～146%,硬度提高1.70～4.43%。液氮浸泡时间少于4 h时,随浸泡时间延长,磨损量减小、冲击吸收能量和硬度有所提高;超过4小时,随浸泡时间延长,磨损量和硬度变化不大,冲击吸收能量将减小。此外,升温速度越快,硬度、冲击吸收能量和磨损量均有提高。当液氮保温时间大约为4 h,深冷处理后的升温速度控制在0.5℃ / min左右时,GCr15钢球阀残留奥氏体可控制在10%左右,获得良好的综合力学性能。     

GCr15钢球阀的深冷处理

对GCr15钢球阀经不同液氮保温时间和不同升温速度的深冷处理后的组织和力学性能进行了研究。结果表明:深冷处理可促使残留奥氏体转变为马氏体,细化组织并析出微细碳化物,提高GCr15钢球阀的综合力学性能。经深冷处理后残留奥氏体含量由16.74%降为0.40%~9.75%,表层残余应力由-98 MPa压应力变为252 MPa拉应力,耐磨性提高105%~146%,硬度提高1.70%~4.43%。液氮浸泡时间少于4 h时,随浸泡时间延长,磨损量减小、冲击吸收能量和硬度有所提高;超过4 h,随浸泡时间延长,磨损量和硬度变化不大,冲击吸收能量减小。此外,升温速度越快,硬度和磨损量均有提高,冲击吸收能量降低。当液氮保温时间约为4 h,深冷处理后的升温速度控制在0.5℃/min左右时,GCr15钢球阀残留奥氏体可控制在10%左右,获得良好的综合力学性能。     

Cr8Mo2SiV钢二次硬化机理的研究

采用硬度计SEM,EDS,TEM和XRD研究了经深冷处理和未经深冷处理Cr8Mo2SiV钢的回火硬度、残余奥氏体含量和碳化物析出行为.结果表明,Cr8Mo2SiV钢经1030℃淬火后,二次硬化峰值硬度出现在回火温度为520℃.深冷处理能够显著减少残余奥氏体含量,进而提高二次硬化峰温度之前的回火硬度,并使二次硬化峰向低温区移动20℃.在520℃回火处理,Cr8Mo2SiV钢的回火硬度随保温时间的延长而线性降低.Cr8Mo2SiV钢的二次硬化是残余奥氏体的转变和Mo_2C的析出前期共同作用的结果,残余奥氏体的作用更大.Mo_2C的析出前期合金元素Mo和C形成[Mo-C]偏聚团的G.P.区,随回火时间延长,Mo_2C析出并长大,均匀弥散分布于基体中.     

深冷处理对35MnB合金钢残余应力的调控机理

以35MnB合金钢为研究对象,运用正交试验法,设计了以深冷温度、深冷时间和交变次数为自变量,残余应力为因变量的正交试验。通过X射线衍射仪测得试样表面的残余应力分布情况,运用极差法分析深冷工艺参数对试样残余应力的影响因素;通过扫描电镜观测试样在不同深冷处理工艺参数下的微观组织形貌,结合X射线衍射图谱定量分析了深冷处理后残留奥氏体体积分数的变化,从微观角度综合探索了残余应力的消减机理。结果表明:35MnB合金钢深冷工艺参数对试样残余应力的影响因素依次为:深冷温度＞交变次数＞深冷时间,最佳组合为:深冷温度-160 ℃,深冷时间12 h,交变次数1次。经深冷处理之后,残留奥氏体细化并转变为新生马氏体,分布在马氏体晶体边界处的残留奥氏体可以松弛马氏体界面上因位错堆积而造成的应力集中,从而减少了组织内部的残余应力。     

深冷处理对硬质合金的影响

综述了国内外硬质合金深冷处理的工艺过程及其深冷处理对硬质合金微观组织、相结构、残余应力状况、机械性能与切削性能的影响。深冷处理工艺包括降温和保温两个基本阶段,部分研究增加回火处理;深冷处理后硬质合金中η相含量增多且尺寸减小,Co对WC的粘结更紧密,但也有认为微观组织形貌变化不大的观点;Co相由面心立方向密排六方转变,而WC相变化不大;深冷处理可提高硬质合金耐磨性和延长使用寿命已得到共识,但对表面残余应力状况及硬度等影响尚存在不同观点。探索深冷处理对硬质合金的作用机理,并进行工艺参数的优化是目前研究工作的方向。     

奥氏体化保温时间对低碳硅锰Q&P钢组织性能影响的研究

采用场发扫描电镜、X射线衍射仪和拉伸实验研究了不同的奥氏体化保温时间对双相区保温+QP热处理和QP热处理两种工艺的组织和性能。结果表明:经QP热处理的实验用钢,在奥氏体区保温60 s时,得到的组织为马氏体+铁素体+残余奥氏体;经过双相区保温+QP热处理,奥氏体区保温60 s时,得到的组织为马氏体+残余奥氏体,随保温时间的延长,两种热处理工艺得到的组织均为马氏体+残余奥氏体;随奥氏体区保温时间的延长,QP热处理和双相区保温+QP热处理抗拉强度均呈先升高后降低的趋势,伸长率均逐渐降低。其中在奥氏体保温60 s时,双相区保温+QP热处理得到的强塑性最好。     

深冷时间对2906超级双相不锈铸钢组织及性能的影响

对经过-196℃深冷处理0、4、8和12h的固溶态2906超级双相不锈钢的组织和性能进行研究。采用金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、环境扫描电子显微镜(ESEM)、万能材料试验机、洛氏硬度计和电化学极化曲线研究了深冷保温时间对材料组织、力学性能和耐蚀性能的影响。结果表明,随着深冷保温时间的延长,组织中的奥氏体相含量先上升后逐渐降低,材料硬度也出现先升后降的规律,但耐蚀性随时间延长而增强;深冷处理降低材料抗拉强度,深冷保温时间越长抗拉强度越小;材料的断裂方式皆为韧性断裂,深冷4h时材料的延伸率达到最大值。     

深冷处理最低温度对9%Ni钢力学性能及逆转奥氏体含量的影响

通过实验研究了深冷处理过程中的最低处理温度对9%Ni钢力学性能和逆转奥氏体含量的影响。采用了不同的深冷处理温度和保温时间,并与9%Ni钢新发展起来的热处理工艺淬火、亚稳淬火、回火(QLT)相结合。结果表明,-80℃和-110℃的冷处理对9%Ni钢的力学性能和逆转奥氏体含量没有明显影响。然而,-140℃保温24小时的深冷处理能够提高9%Ni钢的冲击韧性,其机理主要在于深冷处理使得块状的逆转奥氏体转变为条状。此外,-140℃深冷处理通过等温马氏体转变值得逆转奥氏体的含量减少。-196℃保温24小时深冷处理增加了逆转奥氏体的含量,同时细化了二次马氏体板条组织, 从而使得9%Ni钢的室温和低温冲击韧性均得到提高。其机理主要是由于深冷-196℃深冷处理促使了超细碳化物的析出,同时增加了组织内应力,从而为逆转奥氏体在回火过程中的形核提供了更多了形核位置。     

深冷保温时间对三维正交Cf/Al复合材料显微组织与力学性能的影响

采用真空气压浸渗法制备了纤维体积分数为50%的三维正交Cf/Al复合材料,主要研究了深冷保温时间对复合材料残余应力、致密度、组织及力学性能的影响,并分析了其影响机理。结果表明,深冷处理改善了三维正交Cf/Al复合材料的显微组织,提高了其致密度,且对三维正交Cf/Al复合材料的残余应力、力学性能有显著的影响。经过深冷处理后,三维正交Cf/Al复合材料的残余应力降低,且随深冷保温时间的增加,残余应力值不断降低。而且深冷处理显著提高了三维正交Cf/Al复合材料的抗拉强度和弹性模量,经36h深冷处理的三维正交Cf/Al复合材料的抗拉强度和弹性模量达到841.33 MPa、132.19GPa,较铸态下的738.85 MPa、105.80GPa分别提高了13.9%、24.9%。经过深冷处理后,显微组织的改善及残余应力的释放是三维正交Cf/Al复合材料力学性能提高的主要原因。     

奥氏体化保温时间对ZG30CrMn2Si2MoNi铸钢组织和力学性能的影响

ZG30CrMn2Si2MoNi在1080℃奥氏体化保温不同时间的组织为贝氏体铁素体和残留奥氏体,随保温时间延长,抗拉强度、硬度先提高后降低,冲击韧度先降低后提高,在保温时间为1h时,强度、硬度达到最高而冲击韧度最低,之后随着奥氏体化时间延长,强度、硬度降低而冲击韧度提高.随保温时间的延长,ZG30CrMn2Si2MoNi组织中的残余奥氏体量增加.     

深冷处理对M2高速钢微观组织演化影响的内耗研究

采用纳米力学测试系统以及内耗等测试方法,研究了不同深冷处理时间对M2高速钢微观组织结构的影响。结果显示,深冷处理1 h后M2钢具有最优的耐磨性能,深冷处理后的耐磨性能均优于常规热处理。结合内耗结果发现深冷1 h后SKK峰最高;深冷时间延长,SKK峰逐渐降低。研究结果表明,深冷处理前期M2钢中的残余奥氏体转变为马氏体,增加了基体的硬度;而随着深冷时间增加,在等温过程中形成等温马氏体,等温时效作用下钢中可动位错数量减少导致M2钢耐磨性能降低。     

渗碳钢的深冷强化

采用透射电镜研究了深冷处理对ＳＡＥ４８２０渗碳钢ＴＥＭ组织的影响。用Ｘ射线衍射法对表层残留奥氏体和残余应力作了定量分析。结果表明,深冷处理可促使残留奥氏体向马氏体转变,淬火马氏体回火后析出高度弥散的超微细碳化物,降低残余压应力。     

C型环试样淬火及深冷处理应力演变的数值研究

基于金属-热-力耦合理论,建立了C型环试样淬火和深冷处理的多物理场耦合数值模型,探讨了淬火和深冷处理过程中试样冷却行为和组织转变对其应力演变和分布的影响。研究表明:淬火和深冷处理过程中,由于C型环试样不同部位的冷却行为差异,导致温度变化和组织转变呈现非同时性。淬火和深冷处理后,试样残留奥氏体的含量分别为15.5%和2%左右,与实验测试结果吻合。在淬火过程中,试样等效应力变化曲线先后出现两个峰值,其中第一个应力峰值是由于试样心表温差引起的热应力所致,第二个应力峰值与试样心表组织转变的非同时性引起的组织应力密切相关;在深冷处理过程,试样心表温差和心表奥氏体体积分数差峰值出现的时间基本保持一致,且比淬火过程小两个数量级,导致试样的等效应力变化相比淬火过程要平缓得多。相比于淬火过程,深冷处理后试样残余应力的分布状态未发生明显改变,但试样的整体应力值有所下降,尤其是在缺口和最大壁厚附近残余应力得到释放。     

中碳贝氏体钢的组织与性能研究

对一种中碳贝氏体钢进行900℃保温1h奥氏体化处理,分别在200、250、300℃进行不同时间的等温处理,测定维氏硬度,观察金相组织,并对其微观结构进行透射电镜分析,研究了试验钢的热处理工艺、硬度和微观结构的相关性。结果表明:试验钢等温处理后的室温组织由贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成;随保温时间延长,马氏体含量逐渐减少,贝氏体含量逐渐增多,并趋于稳定,相应地,试样硬度逐渐降低,趋于平缓;贝氏体亚结构由纳米级板条状贝氏体铁素体及板条间残留奥氏体构成,没有碳化物析出。     

调心滚子轴承感应淬火工艺与组织性能的数值模拟

基于电磁场-温度场-组织场-应力应变场耦合模型,利用DEFORM软件模拟双列调心滚子轴承内圈感应淬火过程,并提出分段电流密度的淬火工艺,研究了轴承内圈感应淬火过程中温度变化、组织演变以及表层与次表层硬度、残余应力和残留奥氏体等。结果表明:分段电流密度的感应淬火方法能够使轴承内圈淬硬层均匀分布;加热效率随线圈电流密度增加而增大,且尖角位置温度会出现突变;淬火后滚道表面残留奥氏体含量约为6.97%,马氏体含量约为92.3%,表面硬度约为60.9 HRC,滚道淬硬层约为2.97 mm;深冷处理后残留奥氏体含量与残余应力降低,马氏体含量与硬度均提高;残余应力沿内圈中心径向平面对称分布,且次表层残余应力最大;数值模拟结果与试验具有一致性。     

丝杠用1Cr15Ni4Mo2CuN不锈钢热处理温度场的有限元数值模拟

基于ANSYS有限元平台,结合热物性参数的温度敏感性和现行热处理工艺对1Cr15Ni4Mo2CuN钢不同尺寸丝杠工件在淬火加热和深冷处理过程中的温度场变化规律进行了模拟,通过显微组织观察、XRD和硬度测试分析了不同深冷处理时间下工件的残留奥氏体含量。结果表明,?40、?45和?50 mm工件在1070℃加热时的温度均一时间分别为1100、1294和1446 s;?40 mm工件在-196℃深冷79 s时整体温度降至Mf点以下,此时工件中的残留奥氏体已大量转变为马氏体,硬度明显升高,残留奥氏体含量随深冷时间延长而降低,但深冷1800 s后,继续延长深冷时间时残留奥氏体含量变化不明显。     

M2高速钢经循环深冷处理后组织及性能研究

利用液氮对M2高速钢淬火后的试样进行多次循环深冷处理,然后利用X射线衍射仪(XRD)和透射电镜分析了试样经深冷处理前后的相结构及组织变化,并采用洛氏硬度计和球盘摩擦磨损试验测试了试样处理前后的硬度及耐磨性。研究表明,深冷处理可以降低M2钢淬火后残余奥氏体的含量,随深冷次数的增加,残余奥氏体含量逐渐下降,但降幅逐渐减弱,深冷处理后试样硬度明显提高,增幅最大达到4.5 HRC,磨损率下降幅度最高达到39.5%。     

偏心度对C型环淬火和深冷处理组织和应力演变影响的数值研究

建立了不同偏心度C型环试样淬火和深冷处理过程的数值模型,探讨了偏心度对C型环试样淬火和深冷处理过程中组织和应力演变的影响。研究表明,在淬火过程中,偏心度越大,试样中残留奥氏体组织分布的不均匀性越明显。深冷处理后,试样中奥氏体分布的不均匀性得到显著改善,偏心度越小,改善效果越明显。深冷处理使试样中残留奥氏体含量减少了约14%。随着偏心度的减小,试样应力演变曲线上的应力峰值发生变化,影响应力峰值的主导因素由热应力转变为相变应力。相比淬火过程,深冷处理过程中的应力演变要平缓得多。无论是淬火还是深冷处理,试样的偏心度越小,其残余应力的分布越均匀。     

贝氏体区等温处理对超高强度TRIP钢组织的影

利用金相显微镜、EBSD技术、X射线衍射仪等研究了C-Si-Mn系冷轧TRIP钢贝氏体区等温处理对组织和力学性能的影响,并尝试利用间接方法控制TRIP钢中的相组成。结果表明,残余奥氏体直径在2~3μm之间,以椭圆状和细条状分布在铁素体晶界及晶内。随贝氏体区保温时间的延长,残余奥氏体体积分数先增大后减少,残余奥氏体中碳含量增多;随贝氏体区等温温度的升高,残余奥氏体体积分数达到峰值所需时间减少,峰值减小。相同等温时间下,等温温度越高,残余奥氏体中的碳含量越大。残余奥氏体的体积分数及其碳含量综合影响TRIP钢的力学性能。     

TRIP钢中残余奥氏体及其稳定性的研究

采用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪等对贝氏体等温转变后TRIP钢中的残余奥氏体及其稳定性进行了研究。结果表明,TRIP钢在贝氏体转变区400℃～440℃下保温120～300 s,随着等温温度的升高和保温时间的延长,钢中残余奥氏体的含量不断增多、残余奥氏体碳含量大致呈降低趋势。TRIP钢中的残余奥氏体主要以薄膜状、粗大块状和细小粒状的形态存在。粗大块状的残余奥氏体稳定性最差,薄膜状次之,细小粒状最稳定。残余奥氏体的含量不足,或残余奥氏体的含量偏高造成碳含量的不足,都会导致TRIP钢综合成形性能的降低。此外,贝氏体等温处理时间过长,渗碳体的出现大大降低了残余奥氏体中的碳含量,从而降低了残余奥氏体的稳定性。