下载文档原格式
M50和M50Nil钢多向锻造碳化物及晶粒细化机制研究M50钢具有高温条件下硬度、强度高等优点,是目前综合性能优良的航空轴承钢。
M50钢中合金元素形成的碳化物是其重要的组织特征同时也是轴承性能良好的保障,但是分布不均,尺寸过大的碳化物会使轴承在服役过程中发生开裂导致失效。
M50Nil钢是在M50钢的基础上研发的新一代高温轴承钢,这种钢在经过表面硬化处理后,具有“表硬内韧”的特点,这样大大提高了轴承的疲劳寿命,但是M50Nil钢的晶粒尺寸较大,这样影响了锻件的性能,因此,如何控制M50钢中碳化物的尺寸和分布、M50Nil钢中晶粒粗大的问题,提高材料性能,是目前制备高性能高温轴承钢的难题。
本文通过对M50钢和M50Nil钢进行多向锻造,研究了始锻温度和累计应变量对M50钢和M50Nil钢微观组织的影响,并分析了M50钢的碳化物碎化机制以及M50Nil钢的晶粒细化机制。
在1000℃和1100℃对M50钢分别进行累积应变量为1.2、2.4、3.6和5.4的多向锻造,多向锻造后的锻件碳化物发生明显的碎化,由原始M50钢中尺寸为25μm的碳化物碎化为小于10μm,同时始锻温度升高使得颗粒状碳化物发生了明显的溶解。
始锻温度为1100℃时,随着累积应变量的增加,锻件易变形区的晶粒得到细化,当累积应变量增加到5.4时,易变形区平均晶粒尺寸为3μm。
在1050℃、1100℃、1150℃和1180℃下对M50Nil钢进行了累积应变量为3.6的多向锻造发现,锻后锻件易变形区的晶粒尺寸发生了明显的变化,当M50Nil钢只在这四个温度下保温一定时长不进行多向锻造时,晶粒尺寸随着加热温度的升高逐渐长大,而多向锻造后易变形区的晶粒尺寸在1100℃时达到最小值。
在1100℃保温30min后对M50Nil钢进行了累积应变量分别为0.6、1.8、3.6、5.4和7.2的多向锻造,M50Nil钢易变形区的晶粒尺寸随着累积应变量的增加呈现减小的趋势。
M50NiL高温渗碳轴承钢中Fe2Mo析出相的电镜观察娄艳芝;罗庆洪;李春志;赵振业
【期刊名称】《航空材料学报》
【年(卷),期】2012(032)004
【摘要】应用高分辨电子显微镜(HREM)观察M50NiL高温渗碳轴承钢中的马氏体和强化相Fe2Mo的形貌、结构及其与马氏体的取向关系.分析结果表
明:M50NiL高温渗碳轴承钢心部组织主要为板条马氏体,表层组织主要为片状马氏体,其亚结构孪晶的孪生面为{211}晶面族；M50NiL钢中观察到纳米级强化相Fe2Mo,长条状,宽约2～3nm;部分Fe2Mo沿马氏体的孪生面生长,生长方向为[111]M；纳米级强化相Fe2Mo与马氏体的取向关系
为:{112}M∥{001}Fe2Mo,[111]M∥[100]Fe2Mo.
【总页数】5页(P44-48)
【作者】娄艳芝;罗庆洪;李春志;赵振业
【作者单位】北京航空材料研究院,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095【正文语种】中文
【中图分类】TG142.1
【相关文献】
1.新型高温用渗碳轴承钢的接触疲劳寿命 [J], 袁新生;谷臣清
2.高温轴承钢中析出相的表征 [J], 李玲霞;曾雨吟;李南;杨卯生
3.高温渗碳轴承钢10Cr4Ni4Mo4V的渗碳热处理 [J], 叶健熠;袁新生;邱志仁;王杰君;谷臣清
4.新型高温高速渗碳轴承钢 [J], 袁新生;谷臣清
5.渗碳型高温轴承钢的研究 [J], 徐玉兰;赵航
因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
2017年第37卷 航空材料学报2017,V〇1.37第 6 期第34 -40 页 JO U R N A L O F A E R O N A U T IC A L M A T E R IA L S No.6 p p.34 -40表层超硬化M50M L钢接触疲劳失效机理罗庆洪，赵振业，贺自强，李志明(中国航发北京航空材料研究院，北京100095)摘要:应用表面轮廓仪、维氏硬度计、残余应力X射线测定仪、光学显微镜、扫描电子显微镜（S E M)、滚动接触疲劳 试验机等,对比研究表层超硬化M50N：i L钢和M50钢制圆棒试样的硬度梯度、残余应力梯度以及组织结构,实测各 自滚动接触疲劳寿命,并对比分析失效过程，探讨表层超硬化M50M L钢的疲劳失效机理。
结果表明：表层超硬化 M50M L钢失效机理回归赫兹理论，为典型的接触疲劳失效特征，接触疲劳寿命大幅提高;高的表面硬度和表面残 余压应力，良好的组织结构,能够完全抑制表面起始裂纹的形成，是失效机理回归赫兹理论的主要原因。
关键词：表层超硬化;M50N：i L钢;接触疲劳;失效机理d o i：10.11868/j. issn. 1005-5053.2017.000108中图分类号：T G111.8;T G115.21 文献标识码：A文章编号：1005-5053 (2017) 06-003447M50NiL钢是美国20世纪80年代研制的表层 硬化型航空轴承齿轮用结构钢，渗碳、渗氮性能优 良，可二次硬化;M50NiL钢在M50钢的基础上降碳 加镍，大幅提高了断裂韧度和淬透性，使用温度达 到300 °C以上，具有良好的高温硬度和冲击韧性，综 合力学性能优良，是目前国际通用的第二代航空轴 承齿轮钢，在美国、欧盟等得到了普遍的应用[。
表层超硬化是特指渗碳钢在渗碳组织基础上，再进行复合渗氮处理，表面硬度达到高硬的一种热 处理工艺。
表层超硬化能极大地提高材料疲劳寿 命。
镍钢复合材料的表面润湿性能研究引言表面润湿性是材料科学领域中一个重要的研究方向，润湿性能的优劣对于材料在各种应用中的表现起到决定性影响。
镍钢复合材料由于其独特的组织结构和优异的性能，在航空、汽车、船舶等领域得到广泛应用。
本文将着重研究镍钢复合材料的表面润湿性能，探讨影响表面润湿性能的因素以及针对提高润湿性能的策略。
1. 镍钢复合材料概述镍钢复合材料是由一层镍层和一层钢层组成的复合结构，两层之间通过高温热压或者冷热轧制等工艺紧密连接。
镍层具有优异的耐腐蚀性和高温强度，而钢层则具有较好的强度和韧性。
镍钢复合材料的结构独特，既兼顾了镍和钢的优点，又避免了各自的缺陷，因此被广泛应用于高温、腐蚀环境下的工业领域。
2. 表面润湿性的定义与意义表面润湿性是指液体与固体表面之间的相互作用。
润湿性的好坏可以通过接触角来描述，接触角越小表示液体在固体表面上的润湿性越好。
表面润湿性对于材料的涂覆、涂装、防腐等许多应用都有重要影响。
针对镍钢复合材料，良好的表面润湿性能可以提高其防腐、抗磨损、降低润滑剂消耗等方面的性能。
3. 影响镍钢复合材料表面润湿性的因素3.1 表面形态镍钢复合材料的表面形态对其润湿性能有重要影响。
通常情况下，平整的表面能够让液体更好地与固体接触，从而提高润湿性。
而粗糙的表面则会使液体接触面减小，降低润湿性能。
因此，表面形态的控制是提高镍钢复合材料润湿性能的一种重要策略。
3.2 材料表面能材料表面能是指材料表面对外界液体的吸附能力。
表面能越大，吸附能力越强，润湿性能越好。
镍钢复合材料的表面能可通过表面处理方法如电化学法、激光处理等来增加。
提高材料表面能是改善润湿性的有效途径之一。
3.3 表面化学成分表面化学成分是影响润湿性的重要因素之一。
不同的表面化学成分会导致不同的润湿性能。
事实上，通过在表面添加有机物或者改变含有活性基团的分子结构，可以使润湿性得到显著改善，提高表面的润湿性。
4. 改善镍钢复合材料润湿性的策略4.1 表面处理通过表面处理方法，可以改变镍钢复合材料的表面形态和化学成分，从而提高其润湿性能。
耐延迟断裂高强度螺栓钢的表面涂覆技术研究摘要：耐延迟断裂高强度螺栓钢是一种重要的连接件，在工程结构中起到重要的作用。
本文探讨了表面涂覆技术对耐延迟断裂高强度螺栓钢性能的影响。
通过实验结果和数据分析，得出了对螺栓钢表面涂覆技术的优化建议，以提高其耐延迟断裂能力。
1. 引言耐延迟断裂高强度螺栓钢作为连接件广泛应用于桥梁、高层建筑及重要设备等领域，对工程结构的稳定性和安全性起着至关重要的作用。
然而，传统的高强度螺栓钢往往存在断裂的风险，特别是在高温、高湿、多次反复受力等工况下。
因此，研究耐延迟断裂高强度螺栓钢的表面涂覆技术具有重要意义。
2. 表面涂覆技术的分类和特点表面涂覆技术主要分为化学涂覆和物理涂覆两种。
化学涂覆技术包括镀锌、电镀、热浸镀等，可以形成一层保护层，提高螺栓钢的耐腐蚀性能。
物理涂覆技术包括热喷涂、电弧喷涂等，可以形成一层陶瓷涂层，提高螺栓钢的硬度和耐磨性。
3. 表面涂覆技术对螺栓钢性能的影响3.1 耐腐蚀性能化学涂覆技术可以为螺栓钢形成一层保护膜，防止外界氧化物、水分等对螺栓钢的腐蚀。
实验证明，镀锌和电镀都能显著提高螺栓钢的耐腐蚀性能。
3.2 硬度和耐磨性物理涂覆技术可以使螺栓钢表面形成陶瓷涂层，提高硬度和耐磨性。
热喷涂和电弧喷涂是常用的物理涂覆技术，实验数据表明，涂层的硬度和耐磨性随着喷涂温度和喷涂时间的增加而增加。
3.3 断裂性能除了耐腐蚀性能和硬度耐磨性外，断裂性能也是耐延迟断裂高强度螺栓钢表面涂覆技术的重要指标。
合适的表面涂覆技术可以提高螺栓钢的断裂强度和塑性，降低断裂的风险。
4. 表面涂覆技术的优化方案根据对表面涂覆技术的研究和实验结果，我们提出了以下优化方案：4.1 选择合适的涂覆材料根据螺栓钢的特性和工作环境，选择适合的涂层材料。
镀锌等化学涂覆技术适用于常规螺栓钢，热喷涂等物理涂覆技术适用于高温、高湿、多次反复受力等恶劣工况下的螺栓钢。
4.2 控制涂覆过程参数不同的涂覆技术对涂覆过程参数的要求不同，需要根据实际情况进行调整。
M50NiL钢表面复合渗层组织与性能研究随着现如今航空业的飞速发展,我国对传动件表层性能提升的需求也越来越高,M50 NiL钢作为性能优异的表面硬化钢,被广泛应用于航空业。
M50 NiL钢的复合渗工艺复杂,每个工艺参数都会对其最终所获组织与性能产生影响。
但迄今为止,还没有看到过任何关于M50 NiL钢在不同渗碳、热处理和渗氮参数下进行复合渗后所获组织与性能间关系的研究。
为此,本文对不同渗碳、热处理和渗氮参数的复合渗强化行为进行了研究,并结合各工艺参数对析出物和合金固溶量的影响,揭示了M50 NiL钢中原子扩散机理与强化机理,为M50 NiL复合渗的后续应用与研究提供了理论依据。
在渗碳过程,研究了不同渗碳温度、气压对M50 NiL复合渗层组织结构的影响。
结果表明:随着渗碳温度、气压的不同,复合渗试样的γ’的含量都有所不同。
适当的含碳量会使得纳米析出物M<sub>x</sub>（N,C）数量增多,增加氮的固溶量,使复合层内硬度增加。
而含碳量的进一步提升则会使得亚微米析出物MC 尺寸增大,纳米析出物形态改变,降低氮的固溶量,并导致晶间析出物数量增长,使得硬度降低。
通过提高渗碳气压的方法改变试样表层碳含量会使得复合渗层内析出物数量增多,并使得复合层厚度变薄。
表层含碳量、析出物的尺寸、形状、数量和合金元素的固溶量的差异影响着氮原子的扩散速率,同时也会对碳原子的重新分布造成影响,而这些碳的富集区域以及由于碳的过固溶而析出的碳化物都在强化行为中产生重要作用。
在热处理过程,研究了不同淬火、回火温度对M50 NiL复合渗层组织结构的影响。
结果表明:淬火、回火温度的提高都会使得γ’相含量逐渐下降至较低值。
1000°C下进行淬火的M50 NiL钢,在热处理后渗碳层内会存在大块的
M<sub>23</sub>C<sub>6</sub>相,随着淬火温度的升高,析出物逐渐消失。
在1000°C和1050°C下,析出物的尺寸、数量影响着氮原子的扩散速率,使得渗氮层深度减小;在1150°C下,合金元素的固溶量以及残余压应力影响着氮原子的扩散速率,使得渗氮层深度减小。
在低的温度（500°C）或高的温度（580°C）下进行回火处理,都会使得析出物数量增多,导致渗层厚度变薄。
高的回火温度会大幅度降低渗层表层硬度,在580°C下进行回火后,渗层表层硬度降至1027 HV<sub>0.1</sub>。
析出物的尺寸、形状和合金元素的固溶量控制着碳化物向氮化物转变的程度:析出物的尺寸越大,越难转变;形状以粒状下转变程度最好;合金元素的固溶量越高,转化率越慢。
在渗氮过程,研究了不同渗氮温度对M50 NiL复合渗层组织结构与摩擦性能的影响。
结果表明:γˊ相随着渗氮温度的升高而增加。
由于460°C渗氮温度较低,使得化合物层和复合层较薄。
温度的升高促进了碳化物的分解,在温度提升至540°C后,降低了氮原子的扩散速率,降低了复合层的厚度。
在20 N的载荷下,460N试样具有最佳磨损率,为2.73×10<sup>-</sup>55 mm<sup>3</sup>/m;而随着载荷提高,在40 N
下,500N试样具有最佳磨损率,为6.55×10<sup>-</sup>55 mm<sup>3</sup>/m。
20 N载荷下的磨损率主要和氧化磨损有关,40 N载荷下的磨损率主要和磨粒磨损有关,500N试样由于具有更厚的化合物层和最优的表层硬度,因而其在高载荷下抵抗磨粒磨损的能力最强。
