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5Cr25Ni35Co15W5耐熱鋼廠(chǎng)家_5Cr25Ni35Co15W5高溫耐磨U型輻射管ZG30Cr25Ni20/ZG45Cr28Ni48/ZG15Cr1Mo1V/BTMCr15/ZG1Cr17/4Cr22Ni10/ZG35Cr28Ni16/ZGMn13/ZG1Cr20Ni14Si2N/ZG4Cr25Ni35/ZG2Cr20Mn9Ni4Si2N/ZG10Cr18Ni9Ti/ZG5Cr25Ni2/ZG1Cr18Mn8NiN淬火介質(zhì)為20#機(jī)油。20CrNi2Mo經(jīng)890℃淬火＋230℃回火，其硬度為44R，沖擊功為36J。（2）20CrNi2Mo經(jīng)淬火＋低溫回火后的顯微主要為回火馬氏體，高溫回火后為回火索氏體，硬度有明顯的下降。沖擊韌性隨著回火溫度的升高先后增大。y1cr17mo鋼屬于鐵素體-馬氏體鋼的范疇，其顯微隨熱處理保溫時(shí)間和溫度的不同而發(fā)生變化，顯然這也將影響到材料的力學(xué)性能。主要介紹了熱處理藝對(duì)y1cr17mo鋼顯微的影響，摸索淬火溫度、保溫時(shí)間與顯微、硬度之間的關(guān)系，以便為實(shí)際生產(chǎn)提供科學(xué)指導(dǎo)，從而所需的力學(xué)性能。

在前期的研究作中，為了鑄造為均勻等軸晶、在中低溫的作中具有優(yōu)異低周疲勞性能和力學(xué)性能的發(fā)動(dòng)機(jī)低壓渦輪葉片和業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)渦等鑄造高溫合金零件，研究了在高溫合金真空熔鑄的凝固過(guò)。為了進(jìn)一步真空熔鑄高溫合金鑄件的的，本文研究了在K417高溫合金真空熔鑄中施加由頻交流電磁場(chǎng)和恒穩(wěn)直流電磁場(chǎng)組成的復(fù)合磁場(chǎng)對(duì)高溫合金鑄件凝固的影響。但該通過(guò)電磁攪拌的開(kāi)始時(shí)間來(lái)屬液面能夠在電磁攪拌之前形成的表面凝殼，避免因金屬液面波動(dòng)太大而惡化鑄件的補(bǔ)縮條件。

5Cr25Ni35Co15W5耐熱鋼廠(chǎng)家_5Cr25Ni35Co15W5高溫耐磨U型輻射管（2）當(dāng)固溶溫度低于1050℃時(shí)，鋼的強(qiáng)度隨著溫度的而；當(dāng)固溶溫度高于1050℃時(shí)，強(qiáng)度、硬度隨著溫度的升高而，沖擊韌性下降；當(dāng)固溶溫度高于1100℃時(shí)，強(qiáng)度硬度隨著溫度的升高而，沖擊韌度變化不明顯。Cr-W-V鋼是電和高溫應(yīng)用中用于層壁和增殖反應(yīng)堆再生區(qū)結(jié)構(gòu)材料的一種新的選擇物。這些鋼在惡劣的服役條件下（高溫和高應(yīng)力等）應(yīng)當(dāng)具有良好的抵抗顯微降級(jí)的能力。因此，包括基體和碳化物析出物在內(nèi)的顯微的性是判斷高溫鋼的業(yè)應(yīng)用的關(guān)鍵問(wèn)題之一。

因此，強(qiáng)化能力較弱，時(shí)效硬化效果體現(xiàn)不明顯。在終時(shí)效階段，由于時(shí)效溫度的升高，基體中空位濃度也，溶質(zhì)原子和空位的擴(kuò)散也加大，同時(shí)第二相強(qiáng)化相的形成和的進(jìn)行的更加的強(qiáng)烈。在終時(shí)效溫度為160℃左右時(shí)，預(yù)時(shí)效時(shí)期形成的球型GP(Ⅰ)區(qū)向針狀形或短棒狀GP(Ⅱ)區(qū)有序轉(zhuǎn)化。GP(Ⅱ)區(qū)與基體-Al仍然保持共格關(guān)系，但尺寸較GP(Ⅰ)區(qū)大，所以它GP(Ⅰ)區(qū)周?chē)男詰?yīng)變更大，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙進(jìn)一步的增大，因此合金的強(qiáng)度和塑性呈現(xiàn)上升趨勢(shì)。

4Cr25Ni35Nb、ZG45Ni35Cr26、4Cr25Ni13、Cr25Ni37、ZG3Cr24Ni7SiNRe、ZG0Cr18Ni12Mo2Ti、ZG0Cr13Ni4Mo、2520、ZGCr28Ni48Co5、ZG5Mn16A13Si2、ZG1Cr18Mn12Si2N、ZGCr26Ni12、BTMCr20、ZG40Cr25Ni20、ZG35Cr24Ni7SiN

5Cr25Ni35Co15W5耐熱鋼廠(chǎng)家_5Cr25Ni35Co15W5高溫耐磨U型輻射管(2)LCB鋼經(jīng)過(guò)正火+回火后，中晶粒較(平均晶粒度評(píng)為8級(jí))，且晶粒內(nèi)部的鐵素體間距較大經(jīng)淬火+回火后，中晶粒變小(平均晶粒度評(píng)為9級(jí))，晶粒內(nèi)部鐵素體間距變小。經(jīng)過(guò)正火預(yù)處理后，再進(jìn)行合理的淬火+回火，使得中的晶粒更(平均晶粒度評(píng)為9.5級(jí))，晶粒內(nèi)部的鐵素體間距更短。為了LCB鋼的低溫沖擊韌性，采取不同的熱處理藝對(duì)LCB鋼進(jìn)行試驗(yàn)。結(jié)果表明，試樣經(jīng)過(guò)940℃±10℃的正火預(yù)處理，然后加熱到910℃±10℃保溫適當(dāng)時(shí)間后淬入水中，后在650℃±10℃下回火，的回火索氏體為細(xì)密，在-50℃時(shí)的沖擊值可達(dá)87J，此時(shí)鋼的強(qiáng)韌匹配效果。該切削有限元模型采用修正的Johnson-Cook非線(xiàn)性熱黏塑性本構(gòu)關(guān)系和修正的Coulomb理論以及金屬切削切屑剪切失效斷裂準(zhǔn)則,并通過(guò)模擬與試驗(yàn)的對(duì)分析,驗(yàn)證了其正確性。模擬與分析結(jié)果表明:鋸齒形切屑的演變由鋸齒雛形、鋸齒雛形到鋸齒節(jié)塊、鋸齒節(jié)塊到鋸齒切屑三個(gè)階段組成。溫度弱化作用使剪切滑移變形始于切削層下部(靠近刀尖區(qū)域),并呈尖峰狀向切削層頂表面方向擴(kuò)展;當(dāng)?shù)都馓幗饘侔l(fā)生熱塑失穩(wěn)時(shí),剪切滑移瞬間擴(kuò)展至切削層頂表面,形成了完整的剪切滑移窄帶,形成鋸齒雛形;剪切滑移窄帶內(nèi)的金屬基本均處于熱塑失穩(wěn)狀態(tài),鋸齒雛形將沿著整個(gè)變形窄帶發(fā)生集中剪切滑移變形,形成鋸齒節(jié)塊;鋸齒節(jié)塊進(jìn)入第Ⅱ變形區(qū)后,集中滑移窄帶內(nèi)的金屬仍處于熱塑失穩(wěn)狀態(tài),在前刀面的推擠作用下,鋸齒節(jié)塊將繼續(xù)沿著集中滑移窄帶發(fā)生集中剪切滑移變形,直至離開(kāi)第Ⅱ變形區(qū),形成鋸齒切屑。因此，強(qiáng)化能力較弱，時(shí)效硬化效果體現(xiàn)不明顯。在終時(shí)效階段，由于時(shí)效溫度的升高，基體中空位濃度也，溶質(zhì)原子和空位的擴(kuò)散也加大，同時(shí)第二相強(qiáng)化相的形成和的進(jìn)行的更加的強(qiáng)烈。在終時(shí)效溫度為160℃左右時(shí)，預(yù)時(shí)效時(shí)期形成的球型GP(Ⅰ)區(qū)向針狀形或短棒狀GP(Ⅱ)區(qū)有序轉(zhuǎn)化。GP(Ⅱ)區(qū)與基體-Al仍然保持共格關(guān)系，但尺寸較GP(Ⅰ)區(qū)大，所以它GP(Ⅰ)區(qū)周?chē)男詰?yīng)變更大，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙進(jìn)一步的增大，因此合金的強(qiáng)度和塑性呈現(xiàn)上升趨勢(shì)。

5Cr25Ni35Co15W5從試驗(yàn)結(jié)果來(lái)看，y1cr17mo鋼采用1080℃淬火加熱相對(duì)較為適宜，可使材料保持較高硬度值的同時(shí)顯微不發(fā)生粗化，確保材料具有的綜合力學(xué)性能。(2)y1cr17mo鋼的顯微和硬度隨著淬火加熱溫度的變化而變化，在一定的溫度范圍內(nèi)，隨著淬火加熱溫度的升高，材料的硬度逐步升高，但材料的顯微同時(shí)也更加。(3)y1cr17mo鋼的淬火加熱藝采用1080℃加熱并保溫20min較為，其顯微為鐵素體和馬氏體的雙相，且未發(fā)生粗化，同時(shí)材料的硬度也相對(duì)較高，符合要求，該熱處理藝可使材料所需的顯微和的綜合性能。通過(guò)非對(duì)稱(chēng)X射線(xiàn)衍射搖擺曲線(xiàn)法,對(duì)DD3晶體取向進(jìn)行了測(cè)定,結(jié)果表明其晶體學(xué)取向?yàn)閇001],取向的偏離度約為6.1°。對(duì)的X射線(xiàn)單晶殘余應(yīng)力測(cè)量技術(shù)進(jìn)行改進(jìn),并對(duì)DD3磨削加表面的應(yīng)力狀態(tài)進(jìn)行測(cè)量,結(jié)果表明,5次測(cè)量的誤差不超過(guò)±20MPa,說(shuō)明該具有較高的測(cè)量精度及可靠性。采用不同噴丸藝對(duì)DD3進(jìn)行噴丸處理。結(jié)果表明,噴丸后DD3殘余應(yīng)力分布依賴(lài)于其晶體學(xué)取向。0.15mmA噴丸強(qiáng)度下,[111]與[001]取向殘余應(yīng)力分布相對(duì)均勻,且具有較高的殘余壓應(yīng)力值。

試驗(yàn)的結(jié)論是：含Nb低溫鋼鑄態(tài)為細(xì)片狀珠光體＋塊狀鐵素體；熱處理后的均為回火索氏體，塊狀鐵素體消失，明顯細(xì)化。淬火＋調(diào)質(zhì)態(tài)中回火索氏體均勻；退火＋調(diào)質(zhì)態(tài)中回火索氏體的分布大部分仍保留原馬氏體形態(tài)，有大部分板條狀鐵素體；正火＋調(diào)質(zhì)態(tài)中回火索氏體少部分保留原馬氏體形態(tài)，為多邊形鐵素體加少量板條狀鐵素體，板條長(zhǎng)度退火＋調(diào)質(zhì)態(tài)的短小。3種處理藝中，淬火＋調(diào)質(zhì)藝的性能，正火＋調(diào)質(zhì)略有，退火＋調(diào)質(zhì)差。利用采集的應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)計(jì)算了材料的熱變形能,構(gòu)建了材料的本構(gòu)方程。對(duì)變形后的進(jìn)行分析,探究了不同變形參數(shù)下的演變情況。結(jié)果表明,材料的變形演化與參數(shù)關(guān)系密切。在低溫（1025℃）高應(yīng)變速率(1.0s-1),材料變形出現(xiàn)了絕熱剪切帶;合金在應(yīng)。3180D熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)熱態(tài)FG96鎳基粉末高溫合金在變形溫度1020-1140℃,應(yīng)變速率0.001-1.0s-1的下做等壓縮試驗(yàn),研究其高溫變形行為。時(shí)效處理可以改變相的數(shù)量和分布，時(shí)效溫度越低，時(shí)間越長(zhǎng)，則相數(shù)量越多，尺寸越小，使合金的強(qiáng)度上升，塑性。由于它含有大量形成相的Ti，Al，Nb等元素，因此合金中的強(qiáng)化相高達(dá)35wt%，再加上W、Mo、V等元素的強(qiáng)化作用，使得G742合金具有非常好的高溫性能。正是這種優(yōu)異的性能使其廣泛應(yīng)用于550～800℃溫度范圍和高應(yīng)力下作的渦、壓氣機(jī)盤(pán)、軸、承力環(huán)、緊固件和其它零部件，別是廣泛應(yīng)用于高性能發(fā)動(dòng)機(jī)和中遠(yuǎn)程動(dòng)力裝置中的關(guān)鍵零部件。

富Fe可以其它元素的固溶度來(lái)促進(jìn)γ′相長(zhǎng)大,還可以適當(dāng)合金的硬度。對(duì)合金進(jìn)行高溫拉伸,拉伸斷口征由韌窩狀向沿晶轉(zhuǎn)變。富Fe合金的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更容易出現(xiàn)Orowan繞過(guò)機(jī)制。Cr元素可以促進(jìn)M23C6型碳化物在晶界處的析出。B元素主要以M3B2的形式存在于晶界處富集。B元素在晶界處附近產(chǎn)生的化物M3B2對(duì)鐵鎳基變形高溫合金G2107的晶界有釘扎作用,阻礙晶粒長(zhǎng)大。少量B元素對(duì)該合金的持久性能有利,B和P的含量都不宜過(guò)高,佳控制量應(yīng)在0.005%和0.023%附近。這一項(xiàng)目對(duì)冶金業(yè)高技術(shù)含量、高附加值冷軋及涂鍍產(chǎn)品的生產(chǎn)藝技術(shù)水平和裝備水平將產(chǎn)生積極影響。關(guān)鍵技術(shù)時(shí)不我待冷軋產(chǎn)品的生產(chǎn)需要*的熱處理技術(shù)來(lái)保證，現(xiàn)有冷軋生產(chǎn)線(xiàn)200余套，但這些產(chǎn)線(xiàn)絕大部分的連續(xù)退火技術(shù)（熱處理技術(shù)）仍然存在能耗高、效率低、產(chǎn)品性能和表面差等問(wèn)題。這些問(wèn)題已成為制約冷軋板及其涂鍍產(chǎn)品生產(chǎn)的因素。發(fā)展綠環(huán)保汽車(chē)產(chǎn)業(yè)需要更多*環(huán)保的鋼替代進(jìn)口，而要這樣的產(chǎn)品就必須研發(fā)連續(xù)熱處理核心技術(shù)，包括快速冷卻技術(shù)、新型加熱技術(shù)、快速熱處理技術(shù)，以及新的節(jié)能的藝技術(shù)和裝備等，沒(méi)有這些，我們的鋼鐵和汽車(chē)產(chǎn)業(yè)發(fā)展就勢(shì)必要受制于人。