不同润滑条件下ST16钢板的渐进成形性能及磨损特征
16MnR、316L钢在含硫原油中的腐蚀性研究
16MnR、316L钢在含硫原油中的腐蚀性研究董绍平袁军国（中国石化镇海炼化公司研究中心）摘要：该文对16MnR、316L钢在高硫原油中的腐蚀情况进行了研究试验，并对试验结果作了分析，同时对镇海炼化公司在加工高（含）硫原油中设备的防腐提出了一些意见和建议。
关键词：含硫原油钢材腐蚀试验1 研究主要目的（1）通过现场挂片试验，研究已服役过的旧16MnR和新16MnR钢在加工高硫油中的抗均匀腐蚀和开裂的能力，测取裂纹的应力腐蚀扩展速率。
S、Cl-离子等对16MnR、316L钢发（2）通过慢拉伸应力腐蚀试验，研究H2生应力腐蚀的敏感性。
（3）提出对16MnR、316L钢制设备在炼制高硫油中应采取的防护措施和要求。
2 16MnR钢挂片腐蚀试验研究本次挂片的位置，除原有的A、B旁路釜外，还选择了常减压装置中含硫量等参数较为典型的6个16MnR钢制设备的10个部位。
挂片的材料有新16MnR钢和已服役过13年的液化石油气贮罐筒体旧16MnR钢。
通过挂片试验，了解16MnR S炼油介质中的均匀腐蚀、应力腐蚀开裂、裂纹扩展速率和材料性能是钢在含H2否变化等情况。
2.1 挂片位置2.1.1 A、B旁路釜A、B旁路釜是专为挂片腐蚀试验设置的，可随时打开取放试样。
两釜的操作参数见表1，其中总硫含量是根据现场实测值经统计分析后得到的。
本次腐蚀试验时间从1997年11月至1999年11月。
把各种挂片分成四组，一起放入两釜，两釜中每组试样的种类、数量和腐蚀时间见表2。
按预期的腐蚀时间，分期取出，进行测试分析。
表1 A、B釜的操作参数表2 A釜中4组腐蚀挂片试样的种类、数量及腐蚀时间2.1.2六个设备十个部位挂片试样放在常减压装置中有一定代表性的6个设备中，具体挂片试样所在设备部位的操作参数见表3，其中总硫含量是根据现场实测值经统计分析后得到。
表3 挂片试样所在设备部位的操作参数2.2 挂片试验结果及分析2.2.1拉伸试验试样经介质腐蚀后，进行常温短时拉伸试验。
316L钢室温和中温环境下应力控制的低周疲劳行为研究
420
的响应应变范 ) 下, 加载名义应
随循环次数 N 的增加而增加, 材料表现出循环
力范围
的响应应变范围
随循环次数 N 的增加
软化的特性; 中温环境( 250 和 420
而减小 , 材料表现出循环硬化的特性。说明随着温度 的升高材料从循环软化转变为循环硬化 , 转变温度应 在 25 和 250 之间的某个温度水平上。 材料的循 环硬化 ( 软化) 速率在最初的循环周次内最大 , 呈快速 硬化( 或软化) 的特点, 随循环次数 N 的增加而减小, 当循环趋于稳定时硬化( 软化 ) 速率趋 0。 以上分析表明, 316L 钢的应力循环特性主要取决 于环境温度和加载历史。
陈 凌 蒋家羚 ( 浙江大学 化工机械研究所, 杭州 310027) CHEN Ling JIANG JiaLing ( Research Institute o f Chemical Mechanic Engineering , Zhejiang University , Hangzhou 310027, China)
Fig. 4 Change of ratcheting velocity v at 25
在某一温度下材料的平均棘轮应
变率随着加载名义应力范围的增加而增大。 以上分析表明, 316L 钢的棘轮行为取决于环境温 度、 加载名义应力范围和加载历史。
图 5 250 下棘轮应变率变化图 Fig. 5 Change of ratcheting velocity v at 250
图7 Fig. 7 图4 室温下棘轮应变率变化图
平均棘轮应变率变化图
Change of average ratcheting velocity v
试验结果如图 4 到图 7 所示 , 图 4 到图 6 是按式 ( 2 ) 计 算的各个采样周次的棘轮应变率变化图, 图 7 是从初 始循环到循环稳定阶段的平均棘轮应变率变化图。从 图 4 到图 7 可知, 材料初始的棘轮应变率最大且存 在波动 , 随着循环加载的进行, 棘轮应变率逐渐减小, 达到循环稳定时棘轮应变率保持在一 个较小值上波 动。 420 环境下材料棘轮应变率最 小, 并保持在 材料的平均棘轮应变率随 环境下的平均棘轮 一定范围内上下波动 , 随着循环的进行 , 波动范围减小 并逐渐达到循环稳定。 应变率几乎为 0。 着温度的升高迅速下 降, 在 420
TC16钛合金板材冷轧工艺及组织性能研究
Vol. 38 No. 1Februare 2021Ti 穀臧第38卷第1期2021年 2月TC16钛合金板材冷轧工艺及组织性能研究刘志强％，张青来%，韩伟东2，柏秋生％(1.江苏大学材料科学与工程学院，江苏镇江212013) (2.宝鸡市博信金属材料有限公司，陕西宝鸡721013)摘 要：进行了 TC16钛合金板材多道次冷轧试制，利用光学显微镜、扫描电镜和X 射线衍射等手段研究了变形量对冷轧板材微观组织与力学性能的影响。
结果表明：a+/3两相TC16钛合金板材冷轧加工是可行的，其极限冷变形量达到79%,冷轧板材表面无裂纹。
大幅度冷轧变形后，TC16钛合金组织为分布均匀的纤维状结构，且存在极少 量未充分变形的a 晶粒，并伴有应变诱导的a"马氏体相产生； 度和显微硬度均 大程度的 ，发生明显的冷形变$关键词：TC16钛合金；冷轧；微观组织；力学性能中图分类号：TG337. 6文献标识码：A 文章编号：1009-9964(2021)01-020-05Study on Cold Rolling Technology ，Microstructures and Mechanical Propertiesof TC16 Titanicm Alloy SheetsLiu Zhiqiang 1，Zhang Qinglai 1，Han Weidong 2，Bai Qiusheng 1(1. School of Material- Science and Engineering ，Jiangsu University ，Zhenjiang 212013，China )(2. Baji Boxin Metal Material- Co.，Lth.，Baji 721013，China )Abstraci : The multi-pas colvolld tests of TC16 titanium Lloy sheets were produced . The effect of deformation onmicrostructures and mechanicol properties of colvolld sheets were studied by opticol microscope ， sconning electronmicroscope and Xvay difraction. The results show that the cold of a +0 two-phase TC16 titanium Lloy sheetsis feasible ，and the limit cell deformation cm reach 79% without any cracks on the surface. After larve-sca-e coldrolling deformation ，the TC16 titanium Lloy microstructure becomes a uniformly distribuWd fibrous structure ，and they are few incompletely deformed a grains ， accompanied by strain-induced a" martensitic phase. Meanwhile ， theimprovement of tensile strength and microhardnes ，and obvious coll deformation strengthening is obtained .Key words ： TC16 titanium Lloy ; cold rolling ； microstructure ； mechanicol properties钛合金紧固件在飞机上使用不仅可以达到减重、 耐 的目的，而且 钛合金 与碳纤维复合材料构件连接的最佳连接件[1，2]$ TC16 (Ti-3Al-5Mo-4. 5V )钛合金 a +0两相合金， 热轧或热拉拔加工成棒材和丝材，大用 备航空紧固件[3-5]$退火态TC16钛合金棒材或丝材具有良好的冷加工塑性，其室温冷徵比达到1：4,冷Y 后可直 接使用或固溶时效后使用[6-8]$ 来[9'11]对TC16钛合金熔炼工艺、锻造、热轧、热处理规范以收稿日期：2020-10 - 09通信作者：张青来(1962—)，男，博士，教授。
热处理对16MnDR低温压力容器钢板组织和性能的影响
入 合 金 元 素镍 ， 其 固溶 于铁 素 体 ， 基 体 的低 温 使 使 韧 性 得到 显著 的改 善 ， 变体 心立 方 晶格 的金 属材 改 料 共有 的低温 转脆 现象 ， 使用 温度 可达到 一９ 其 １６℃ 以下 。随 着石 化 设 备 大型 化 及气 体 的液化 ， 分离 、 贮 运 及应 用在 各 国 已很 普遍 ， 这些 低 温技术 和设 备
加工 工程专业 。现为 莱钢技术 中心厚板研 究所工程 师 ， 事宽厚 从
板冶炼及轧制工艺研究１ 作 。 二
器 所用 的钢 ， 称 为低温 钢 。低温 钢一 般分 为无 镍 统
２２ 轧 制及热 处理工艺 ．
钢 和有 镍钢 ， 镍钢 一般 指 细 晶粒 钢 和低温 高 强度 无
钢， 其使 用温 度在一 ０℃以上 ； ６ 有镍 钢是 指在钢 中加
在 莱 钢 ４３ ０ｍ ０ ｍ轧机上 利 用 ３０ｍｍ厚度 的连 ０ 铸 坯 轧制 成 ８ ０ｍｍ厚 钢板 。加 热 温度 １ ０ ０℃ ， ２ 中 间 坯厚 度 １０ｍｍ， 轧开 轧 温 度 ９ ０ ｏ 终 轧 温度 ６ 精 ０ Ｃ， ≤８０℃。粗 轧 采 用 大压 下 轧 制 ， 少 有 ３ 次保 ５ 至 道 证道 次压下率 在 １ ％以上 ， ５ 轧后水冷 。 根 据经验公 式 ：
３ 试 验结果
３ １ 热 处理对 力学性能 的影响 ．
对 试 验 钢按 标 准 要 求 取横 向拉 伸 和 冲击 试 样
进 行 力学性 能试 验 ， 标准要 求 加工 成拉 伸和 冲击 按
试 样 。检 测钢 板 厚 度 方 向 １ 厚 度 处 的性 能 ， 果 ／ ４ 结 见表 ３ 规格 为 ８ ｍ） （ ０ｒ 。 ａ
316L不锈钢锻件端面开裂及内凹原因分析及优化
316L不锈钢锻件端面开裂及内凹原因分析及优化门正兴;曾明;周强;孟相利【摘要】针对316L不锈钢锻件在自由锻镦拔过程中端面开裂及内凹问题进行分析,表明不锈钢材料高温塑性较差、成形条件不佳是造成端面开裂的主要原因.采用有限元数值模拟方法,从优化端面结构的角度进行了研究.结果表明,采用增大端面斜度及钳把与锻件过渡圆角的方法能有效降低端面开裂及内凹的倾向.【期刊名称】《大型铸锻件》【年(卷),期】2011(000)006【总页数】5页(P19-22,27)【关键词】不锈钢;自由锻;裂纹【作者】门正兴;曾明;周强;孟相利【作者单位】中国第二重型机械集团公司,四川618013;中国第二重型机械集团公司,四川618013;中国第二重型机械集团公司,四川618013;中国第二重型机械集团公司,四川618013【正文语种】中文【中图分类】TG316随着工业水平的不断发展，不锈钢大型锻件的需求量不断增加。
我厂在采用5.4 t 钢锭生产轴类锻件过程中，出现锻件端面及钳把与锭身连接处开裂、内凹现象，随着锻造过程的延续，裂纹向锭身方向发展，导致锻件不能继续加工。
1 问题的提出在采用316L 不锈钢5.4 t钢锭生产锻件的过程中，锻件两个端面形成严重的裂纹及内凹，如图1所示。
其中钳把与端面的过渡区裂纹最为严重，继续锻造很可能导致钳把脱落，而且由于裂纹在锻造过程中向锻件内部延伸，最终可能导致锻件长度不够。
出现以上问题的原因有以下几点：1)由于不锈钢材料高温塑性较差，在成形过程中金属变形不均匀，与锤头及V型砧接触区域金属变形远大于端面中心金属流动，因此在成形过程中，外围金属逐渐将靠近中心区域金属包裹，形成内凹；2)不锈钢可锻温度区间在1 180～900℃，坯料出炉后，锻件表面温度下降快，塑性下降，开裂倾向大；3)相对锭身，钳把与锭身连接处相对直径小，表面积大，冷却速度快，塑性差。
在成形过程中钳把与锭身相接处产生应力集中，导致开裂及内凹。
316L不锈钢焊接接头高温低周期疲劳显微结构变化和断裂特征
316L不锈钢焊接接头高温低周期疲劳显微结构变化和断裂特征张莹莹;张新宁;师瑀【摘要】本研究对316L奥氏体不锈钢母材和焊缝分别进行高温低周疲劳试验,对试样的微观结构和裂纹扩展形貌进行观察,分析母材和焊缝在高温低周疲劳循环应力响应下的位错结构和损伤机制.结果表明,316L奥氏体不锈钢母材在试验过程中由于位错增殖和位错湮灭导致发生循环硬化和循环稳定,在焊缝中由于位错湮灭导致发生循环软化.母材和焊缝在连续低周疲劳试验中裂纹主要以穿晶方式扩展,焊接接头处孔洞的连接是最终导致焊接接头疲劳断裂的主要机制.【期刊名称】《材料科学与工程学报》【年(卷),期】2019(037)003【总页数】4页(P501-504)【关键词】奥氏体不锈钢;高温低周疲劳;疲劳断裂【作者】张莹莹;张新宁;师瑀【作者单位】辽宁石油化工大学机械工程学院,辽宁抚顺113001;辽宁石油化工大学机械工程学院,辽宁抚顺113001;辽宁石油化工大学机械工程学院,辽宁抚顺113001【正文语种】中文【中图分类】TG457.111 引言316L奥氏体不锈钢具有很好的耐腐蚀性、焊接性及综合力学性能，因而被广泛应用于石油化工、航空航天等重要领域，此类设备需要长期在高温交变载荷条件下服役，因此奥氏体不锈钢高温疲劳性能一直备受关注[1-2]。
在实际工程应用中，低周疲劳导致焊接接头的失效是比较常见的问题，研究316L不锈钢焊接接头高温低周疲劳规律，可以预防相关构件出现疲劳损伤破坏，提高使用安全性。
近年来国内外学者对奥氏体不锈钢疲劳性能的影响因素有所研究，但对316L奥氏体不锈钢高温低周疲劳显微结构演变规律及损伤机理没有系统研究。
本研究对316L奥氏体不锈钢焊接接头进行不同温度的低周疲劳试验，采用扫描电子显微镜(SEM)及透射电子显微镜(TEM)对试样微观结构和裂纹萌生、扩展形貌进行分析，并探讨其位错结构的变化和损伤机理。
2 材料与方法实验所用母材为316L奥氏体不锈钢，母材和焊缝填充金属材料(308L)的化学成分见表1。
316L钢高温疲劳裂纹扩展的规律研究
疲劳裂纹扩展速率方程
常温
d a/ d N = 3 . 934 ×10 - 9 ( △K) 3. 038
200
d a/ d N = 1 . 679 ×10 - 9 ( △K) 3. 419
400
d a/ d N = 2 . 261 ×10 - 8 ( △K) 2. 823
2 甲醇洗涤塔的技术特性和结构特点
2. 1 技术特性
表1
设计压力 8 . 6MPa 8 . 6MPa
设计温度 上段 : - 75～60 ℃ 下段 : - 35～60 ℃
主体材质 上段 : SA - 203 Gr . D + S3 下段 : SA - 516 Gr . 70
2. 2 结构特点
本设备是一台低温容器 ,分上下两段直径为 : ф1800mm/ ф2000mm ,总长为 62m 。上 、下封头均为
Handan , 056015
t hat t he crack growt h rates increase wit h temperat ure. Oxida2
参考文献
1 GB/ T6398 - 2000 ,金属材料疲劳裂纹扩展速率试验方法 ,中华 人民共和国国家标准
2 American Societ y of Testing and Materials ,Standard test met hod for measurement of fatigue crack growt h rates , AS TM E647 2000 ,PA ,U. S. A
图 3 (a 、b 、c) 是 316L 钢在常温 、400 ℃和 550 ℃ 条件下裂纹稳态扩展时期的断口形貌 。从图中可清 楚地看见疲劳辉纹 ,且随着温度的升高 ,疲劳辉纹逐 渐粗大 ,辉纹的间距也逐渐增大 ,这与疲劳裂纹扩展 速率随着温度的升高而增大是吻合的 。常温下断口 表面没有氧化物 ,而在 400 ℃和 550 ℃温度下断口表 面都覆盖了一层氧化物 ,且 550 ℃温度下断口表面 的氧化物向外凸出 ,氧化程度更加厉害 。可见高温 下氧化作用大大地增强 。
316L不锈钢光滑和缺口件疲劳特性分析
evolution in AISI 316L during cyclic loading [J].
Procedia Engineering, 2011, 10:1069-1074.
[3] PARVATHAVARTHINI N, DAYAL R K. Time-temperature-sensi
tization diagrams and critical cooling rates of
现
[J].煤炭科学技术，2019,47（3）:53-59.
力一应变曲线图3示。光滑和缺口件的拉伸应力一应变
曲线在试验
基本相似，而在力大到250 MPa左右
时,缺口件的拉伸形要明显小于标准拉伸件;并且在力增
大250 MPa左右时，其双边对称半圆形缺口处的应力值 度开始 ，力 现象开始比较明显。根据试验数据，
计算出光滑件的屈服强度和抗拉强度值分别为6.2=320 MPa,
关键词：316L不锈钢;光滑件;缺口件;拉伸疲劳试验
0引言
在实际工程结构中，不可避免地存在诸如键槽和螺纹孔
之类的缺陷，力 和疲劳裂纹的
类缺口缺陷
，缺口件疲劳 的
学
的
Roy
在
对316L不锈钢进行单轴低
周疲劳试验和 分析，现在
该材料表现为 ：
，并
度的
现的主要 ，时
温度 对材料的低周疲劳性有大
Pham等［2］对
图6不同应力下缺口件拉一拉疲劳试验的断口破坏照片
- - 收稿日期：2019 08 28
作者简介：吴启舟（1989—），男，湖南吉首人，硕士，主要从事
机械设计及理论研究工作。
（上接第121页）
贵州召开[J].中国煤炭工业，2014（11）： 8.
16MnR钢中温低周疲劳行为研究
第38卷第9期2004年9月浙 江 大 学 学 报(工学版)Journal of Zhejiang University (Engineering Science )V ol.38N o.9Sep.200416Mn R 钢中温低周疲劳行为研究收稿日期:20031017. 浙江大学学报(工学版)网址:w w /eng 基金项目:国家“十五”科技攻关资助项目(2001BA803B03).作者简介:范志超(1974—),男,黑龙江克山人,博士生,从事材料疲劳损伤、寿命预测方面的研究.E 2mail :Fanzhichao888@s 范志超1,2,蒋家羚1(11浙江大学化工机械研究所,浙江杭州310027;21国家压力容器与管道安全工程技术研究中心,安徽合肥230031)摘 要:通过16MnR 钢在中温环境范围内应力控制模式下的低周疲劳试验,研究了环境温度对16MnR 钢疲劳性能的影响以及300℃、420℃时材料的循环响应.研究表明:材料在300℃左右存在“篮脆”现象,疲劳强度明显高于其他温度;在同一温度下,随着平均应力和应力幅度的升高,材料的循环蠕变速率增大;在300℃、420℃两种温度环境下材料表现出循环相关硬化和Masing 特性;AS ME 低周疲劳设计曲线适于16MnR 钢300℃时的疲劳设计,但不适于420℃时的疲劳设计.关键词:低周疲劳;循环蠕变;循环硬化;Masing 特性中图分类号:O346.2;TG 142.33 文献标识码:A 文章编号:10082973X (2004)0921190206I nvestigation of low cycle fatigue behavior of16Mn R steel at elevated temperatureFAN Zhi 2chao ,J I ANGJia 2ling(11Institute o f Chemical Mechanic Engineering ,Zhejiang Univer sity ,Hangzhou 310027,China ;21National Technology Research Center on Pressure Vessel and Pipe Line Safety Engineeing ,H e fei 230031,China )Abstract :By the low cycle fatigue tests of 16MnR steel under stress control at elevated tem perature ,the effects of tem per 2ature on fatigue capability and cyclic response were investigated.The results reveal that the fatigue performance of 16MnR steel is fairly g ood due to the “blue brittle ”phenomenon when tem perature is around 300℃;and that the velocity of cyclic creep strain increases with the increase of mean stress and stress am plitude when tem perature is constant.It is als o found that 16MnR steel exhibits the cyclic hardening and Masing behavior at 300℃and 420℃.And the m ost im portant is that the design curve of low cycle fatigue in American s ociety of mechanical engineers (AS ME )is applicable to the case when tem perature is 300℃,but not suitable for the case at 420℃,where another design method is needed.K ey w ords :low cycle fatigue ;cyclic creep strain ;cyclic hardening ;Masing behavior 20世纪60年代以来,我国压力容器事故中有近一半是由疲劳引起的,且大多数表现为低周疲劳破坏.16MnR 钢广泛用于石化行业,其使用温度一般不超过420℃,属于中温疲劳的范畴.AS ME (American s ociety of mechanical engineers )低周疲劳设计中规定碳钢、低合金钢的使用温度不超过375℃.为此,本文研究环境温度对16MnR 钢疲劳性能的影响,考察低周疲劳设计曲线能否适用于16MnR 钢在300℃、420℃时的情况,并且建立应力2寿命曲线(S 2N 曲线),为压力容器常用钢种的合理、安全的低周疲劳设计提供依据.另外,在存在拉伸平均应力的情况下,材料往往出现循环蠕变现象[1～4],导致疲劳损伤的加剧.因此,本文讨论16MnR 钢的循环蠕变与环境温度、加载幅度的关系,并在此基础上研究材料的循环相关特性以及是否具有Masing 特性,等等,这对于深入认识16MnR 钢中温应力控制模式下的低周疲劳行为和提出中温环境下的疲劳寿命预测方法具有重要的理论和实际意义.1 试验方案试验材料为16MnR ,热处理状态为热轧态,沿轧制方向取样.试样为螺纹夹持的圆棒试样.试验机为岛津EHF 2EG 250240L 伺服疲劳试验机.中温环境下为防止夹式引伸计损坏,采用应力控制.试样长径比较大,为防止疲劳过程中发生失稳,采用脉动循环.载荷波形为正弦波.温度的控制精度为±3℃.试验开始以前将试样放置在加热炉内超过30min ,使试样各部分温度均匀.试验环境为大气环境.加载频率为0.3H z.试验参照G B/T15248294《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》.2 试验结果及分析试验在应力控制模式下进行.为避免应力接近屈服极限时可能发生的不稳定现象,首先对每根试样进行2000次低幅循环(0～200MPa ).因为所施加的应力幅值较低,可以认为这样的预循环不会对材料造成损伤,这样最大应力2应变关系将遵循循环应力2应变曲线,而不是单调应力2应变曲线,故可得到较稳定的试验数据[4].2.1 环境温度对材料疲劳性能的影响对16MnR 钢进行了不同环境温度(250～400℃)下的拉伸试验,见图1.随着温度的升高,材料的屈服极限和强度极限有所下降,同时屈服平台逐渐降低并缩短,到400℃左右屈服平台完全消失.图1 不同温度下的简单拉伸试验Fig.1 S imple tensile curves at different temperature另外,通过相同应力幅值(0～480MPa )、不同环境温度(15～420℃)中应力控制模式下的疲劳试验,研究了环境温度对材料疲劳性能的影响,见图2.其中,N f 为疲劳寿命.结果表明,材料的疲劳性能在300℃左右出现一个峰值,且明显高于其他温度,这时钢的表面出现一薄层蓝色氧化膜,即出现了所谓的“篮脆”现象.超过这个温度范围,材料的疲劳强度迅速降低,说明环境温度对16MnR 的疲劳性能有相当大的影响.尽管在室温下,材料的屈服强度、抗拉强度比300℃时高,但疲劳强度却反而低.“篮脆”现象可用动态应变时效(dynamic strain aging ,DS A )作适当的解释[5,6]:在高温交变应力的作用下,由于DS A 强化了基体,局部塑性应变不易产生,位错产生的阻力增大,并且由于位错与位错之间以及与溶质原子气团进一步交互作用的结果,位错难以运动到表面形成“驻留滑移带”,因此,疲劳裂纹的萌生和扩展被有效地抑制了,从而也导致了疲劳强度的提高.当温度超出这个温度范围时,材料的疲劳强度下降.这可解释为:在此温度条件下,固溶原子偏聚的激活能有所提高,允许位错发生攀移和交滑移,位错脱钉的几率增大,合金基体中的可动位错增殖,从而材料抵抗塑性变形的能力有所降低.在控制循环载荷模式下,每次循环的塑性应变和塑性应变能增大,导致疲劳寿命降低.图2 不同温度下的疲劳性能Fig.2 Fatigue capability at different temperature2.2 16Mn R 材料中温环境下的循环蠕变在进行应力控制模式下的疲劳试验时,由于存在拉伸平均应力,使平均应变沿拉伸方向逐渐增大,即发生了循环蠕变现象,如图3所示.这种变动是危险的,因为平均应变会不断增大,如图4所示,其中曲线斜率即为循环蠕变速率εm ,N 为循环周次.平均应变连同循环塑性应变一起引起材料的损伤,加速材料的破坏.循环蠕变速率在初始循环中相当大,随后逐渐降低,经过一定周次之后达到一稳定值,在最后快速断裂阶段循环蠕变速率相当大.同时,环境温度不同,稳定之后的平均应变也不同.在15℃时,材料在相同的应力水平下(0～480MPa )只循环了45次,平均应变就超过了5%,640次后即达到了11.28%,蠕变速率还来不及稳定下来,材料就发生了断裂,故而室温下的疲劳寿命相当低.当温度上升至1911第9期范志超,等:16MnR 钢中温低周疲劳行为研究200℃时,蠕变速率能在几百次循环之后稳定下来,疲劳寿命也有了一定提高.而当环境温度为300℃时,稳定之后的蠕变速率、平均应变以及循环塑性应变幅度Δεp 、塑性应变能ΔW P 比其他温度都要小,如表1所示.图3 200℃时应力控制下迟滞 线的变化规律Fig.3 T rans formation of hysteresis loop understress control at 200℃图4 不同温度下平均应变的变化规律Fig.4 T rans formation of mean strain atdifferent temperature表1 不同温度环境、0～480MPa 下的塑性应变幅度和塑性应变能T ab.1 Plastic strain range and plastic strain energypercycle under stress range 0～480MPa at different temperaturet /℃Δεp /%ΔW p /(104Pa )150.057018.161000.054019.202000.027210.193000.0085 3.404200.027810.87图5 300℃时应力控制下迟滞 线的变化规律Fig.5 T rans formation of hysteresis loop understress control at 300℃ 图5为300℃、0～480MPa 时的迟滞 线变化规律.这时可认为疲劳寿命不受循环蠕变的影响.而当温度升高到420℃时,循环蠕变速率又很高,疲劳强度也显著下降.因此,由于16MnR 钢在300℃左右的“篮脆”现象,使得环境温度对循环蠕变速率的影响变得复杂.进行相同温度环境(420℃)、不同应力水平下的疲劳试验,其平均应变与循环次数的关系如图6所图6 420℃时应力水平对循环蠕变速率的影响Fig.6 E ffects of stress on velocity of cycliccreep strain at 420℃示.试验表明,平均应力越高,应力幅度越大,则初始以及稳定之后的循环蠕变速率也就越大.2.3 300℃、420℃时材料的循环响应及M asing 特性试样在不超过屈服极限的低幅载荷作用下循环一定周次,再进行简单拉伸,这时材料将沿着循环应力2应变曲线作出响应,利用这种方法可测得循环应力2应变曲线.本次试验是在应力比为零的情况下进行的,因此循环应力2应变曲线也可通过记录不同应力幅度的疲劳试验中的最大应力和应变,由数据拟合得到.图7中的曲线1是未经低幅载荷预循环直接进行简单拉伸试验得到的单调应力2应变曲线.曲线2是先将试样在300℃、0～280MPa 下循环104周次,然后进行简单拉伸得到的循环应力2应变曲线.经回归得到的循环应力2应变关系式为Δε=Δσ1898+2Δσ452.81/0.1079.(1)从式(1)可知,循环强度系数K ′=452.8,循环应变硬化指数n ′=0.1079.试验中记录两组试样在420℃、不同应力幅度下循环初始的最大应力和应变,然后进行拟合得到应力2应变曲线,如图8所示.其中曲线1是用未经低幅2911浙 江 大 学 学 报(工学版)第38卷图7 300℃时的单调应力2应变曲线和循环应力2应变曲线Fig.7 Cyclic stress 2strain curve and m onotonicstress 2strain curve at 300℃载荷预循环的试样得到的单调应力2应变曲线,曲线2是用经过低幅载荷预循环的试样得到的循环应力2应变曲线.图8 420℃时的单调应力2应变曲线和循环应力2应变曲线Fig.8 Cyclic stress 2strain curve and m onotonicstress 2strain curve at 420℃由图8可知,循环应力应变曲线相对单调应力应变曲线向右移动了一段距离,这是因为材料在高于屈服极限的循环载荷作用下,出现了一定的塑性变形.结果表明,16MnR 材料在两种环境温度下都表现出循环相关硬化的特性.420℃时的循环参数是通过试验测得Δσ/2、Δεp /2后,在双对数坐标上按下式进行拟合得到:Δσ/2=K ′(Δεp /2)n′.(2)拟合结果如图9所示.拟合关系式为lg (Δσ/2)=2.6072+0.1238lg (Δεp /2).(3)由式(3)可得,循环强度系数K ′=404.8,循环应变硬化指数n ′=0.1238.图9 420℃时应力幅度与塑性应变幅度的关系Fig.9 Relation between stress amplitude andplastic strain amplitude at 420℃Masing 特性是指在应力增量相同的阶梯加载过程中,将迟滞 线的最低点都移至坐标原点,如果幅值不同的 线能重合在一起,则具有Masing 特性,否则不具有Masing 特性.在用应变能密度理论描述疲劳损伤进程时,对于Masing 材料和非Masing 材料,塑性应变能的计算有所不同,因此考察材料是否具有Masing 特性具有重要意义.但对于应力控制模式下的疲劳试验而言,迟滞 线较窄,难以分辨出材料是否具有Masing 特性,为此采用如下办法:按下式计算出塑性应变能ΔW p :ΔW p =(1-n ′)(1+n ′)Δσ・Δεp ,(4)与实测的ΔW p 进行比较,以判断材料是否具有Mas 2ing 特性.图10为两种温度下塑性应变能的实测值和计算值的比较结果.可以看出,数据点均匀分布在45°直线两侧.因此,16MnR 钢在300℃、420℃环境下具有Masing 特性,可以按式(4)计算塑性应变能.图10 300℃、420℃时测量ΔW p 与计算ΔW p 的比较Fig.10 C omparis on between calculated ΔW p andmeasured ΔW p at 300℃,420℃2.4 300℃、420℃下的应力2寿命曲线进行了300℃、420℃环境、不同应力幅度控制下的应力疲劳试验,应力比R =0,并进行平均应力修正.平均应力修正的理论基础为郑修麟[7]提出的应力2疲劳寿命的普遍公式:N f =S f (S epv -S eqve )-2.(5)式中:S f 为应力疲劳抗力系数,与拉伸性能有关;S epv 为当量名义应力幅;S eqve 为用当量名义应力幅表示的理论疲劳极限.在进行平均应力的修正时有如下关系:S max S aR =-1=S max S aR =0.(6)式中:S a 为名义应力幅度,S max 为最大名义应力.3911第9期范志超,等:16MnR 钢中温低周疲劳行为研究值得一提的是,Langer [8]提出的应力2寿命公式具有与式(5)相同的形式:S a =E 4N f =ln 100100-ψ+σ-1.(7)式中:E 为弹性模量,ψ为截面收缩率,σ-1为疲劳极限.两者都体现了疲劳极限的存在,所不同的是式(5)中的S epv 、S eqve 考虑了应力比的影响,且S f 、S eqve 一般都通过试验数据拟合得到,而Langer 公式因只需常规力学性能数据就可以得到应力2寿命曲线而被工程界广泛使用,已作为美国AS ME 、英国BS5500及日本J IS B250规范中低周疲劳分析设计的基础.在双对数坐标下按式(5)拟合,拟合图形见图11.300℃下的应力2寿命关系式为S a =19444.1N f+262.4.(8)由式(8)可知300℃时16MnR 钢的疲劳极限为262.4MPa.图11 300℃时应力2寿命曲线与相关曲线的比较Fig.11 C omparis on between stress 2life curve andcurves of AS ME and nger at 300℃图12 420℃时应力2寿命曲线与相关曲线的比较Fig.12 C omparis on between stress 2life curve andcurves of AS ME and nger at 420℃但在420℃时,按式(5)对试验数据进行拟合误差较大,而按线性公式拟合,线性相关性较好,线性相关系数达到-0.9456,如图12所示.这表明式(5)、(7)不适于16MnR 钢在420℃时的低周疲劳设计,420℃下的应力2寿命关系线性拟合式为S a =440.1/N 0.02897f.(9)由图11、12可知,300℃时的应力2寿命曲线介于Langer 曲线和AS ME 曲线之间,位于AS ME 低周疲劳设计曲线之上,并有一定的安全裕量,说明300℃时16MnR 钢的疲劳性能较好,采用AS ME 低周疲劳设计曲线是可行的.420℃时的应力2寿命曲线虽介于Langer 曲线和AS ME 曲线之间,但按AS ME 曲线进行设计就偏于不安全,特别是在应力水平较高的低寿命区,实测结果比曲线数据小.同时420℃时材料的疲劳强度对应力幅度非常敏感,即应力幅度有一较小的变化,疲劳寿命波动就很大,具体表现在应力寿命曲线的斜率非常低.3 结 语通过16MnR 钢在中温环境范围内应力控制模式下的低周疲劳试验,研究了环境温度对16MnR 钢疲劳性能的影响以及300℃、420℃时材料的循环响应.研究表明:温度对16MnR 的疲劳性能有很大的影响,300℃左右存在着“篮脆”现象,疲劳强度比其他温度时要高出很多,并且300℃时材料的循环蠕变速率、平均应变、循环塑性应变能明显比其他温度时小,超出这个温度范围,疲劳强度迅速降低.材料的循环蠕变速率与环境温度、平均应力、应力幅度有关,平均应力、应力幅度越大,循环蠕变速率越大,“篮脆”现象的存在,使温度对循环蠕变的影响变得复杂.另外,材料在300℃、420℃环境下表现出循环相关硬化,并且具有Masing 特性.本文建立了300℃、420℃环境下的应力2寿命曲线,发现AS ME 低周疲劳设计曲线适于16MnR 钢在300℃时的疲劳设计,但420℃时16MnR 钢的疲劳强度下降较多,尤其是短寿命范围内,且其疲劳强度对应力幅非常敏感,不能采用AS ME 曲线进行设计,需要寻求新的低周疲劳设计方法.参考文献(R eferences):[1]RUGG LES M D ,K RE MP L E.The in fluence of test temperatureon the ratcheting behavior of type 304stainless steel [J ].Jour 2nal of E ngineering Material T echnology ,1989,111:378383.[2]OH NO N ,ABDE L 2K AR JM M.Uniaxial ratcheting of 316FRsteel at room temperature [J ].Journal of E ngineering Mate 2rial T echnology ,2000,122:2941.[3]康国政,高庆,杨显杰,等.304不锈钢室温和高温单轴4911浙 江 大 学 学 报(工学版)第38卷循环塑性的试验研究[J ].力学学报,2001,33(5):692697.K ANG G uo 2zhen ,G AO Qing ,Y ANG X ian 2jie ,et al .Experi 2mental study on uniaxial cyclic plastic behavior of 304stainless steel at room and high temperature [J ].Acta Mech anical Sini 2ca ,2001,33(5):692697.[4]XI A Z ,K U JAWSKI D ,E LLYI N F.E ffect of mean stress andratcheting strain on fatigue life of steel [J ].I nternational Journal of F atigue ,1996,18(5):335341.[5]陈文哲,彭开萍,钱匡武.动态应变时效对不锈钢高温强度的影响[J ].机械工程学报,1992,28(2):3438.CHE N Wen 2zhe ,PE NG K ai 2ping ,QI AN K uang 2wu.E ffects of dynamic strain aging on the fatigue strength of an austeniticstainless steel at high temperature [J ].Chinese Journal of Mech anical E ngineering ,1992,28(2):3438.[6]杨富民,孙晓峰,管恒荣,等.K 40S 基高温合金的高温低周疲劳行为[J ].金属学报,2002,38(10):10471052.Y ANG Fu 2min ,S UN X iao 2feng ,G UAN Heng 2rong ,et al .Low cycle fatigue behavior of K 40S cobalt 2base super 2alloy at elevat 2ed temperature [J ].Acta Metallurgica Sinica ,2002,38(10):10471052.[7]郑修麟.金属疲劳的定量理论[M].西安:西北工业大学出版社,1994:2945.[8]LANGER B F.Design of pressure vessels for low 2cycle fatigue[J ].Journal of B asic E ngineering ,1962,84(3):389402.(上接第1143页)参考文献(R eferences):[1]M ODI ANO E ,BERRY ing grooming cross 2connects to re 2duce ADM cost in S ONET/W DM ring netw orks [A].Optical Fiber Communication Conference and Exhibit ,2001[C ].Anaheim :IEEE ,2001,3,W L3:1 3.[2]GERSTE L O ,RAM ASW AMI R.C ost effective grooming in W DM rings [J ].IEEE/ACM T ransactions on N etw orking ,2000,8(5):618629.[3]CHI U A ,M ODI ANO E.T raffic grooming alg orithms for reducingelectronic multiplexing costs in W DM ring netw orks [J ].Jour 2nal of Lightw ave T echnology ,2000,18(1):212.[4]SI M M ONSJ ,G O LDSTEI N E ,S A LEH A.On the value of wave 2length Add/Drop in W DM rings with uniform traffic [A].Opti 2cal Fiber Communication Conference and Exhibit ’98[C].San Jose :IEEE ,1998,2:361362.[5]M ODI ANO E ,LI N PHI L.T raffic grooming in W DM netw orks[J ].IEEE Communications Magazine ,2001,7:124129.[6]GERSTE L O ,LI N P ,S AS AKI G.C ombined W DM and S ONETnetw ork design [A].INFOCOM ’99.Eighteenth Annu al Joint Conference of the IEEE Computer and Communica 2tions Societies [C].New Y ork :IEEE ,1999,2:734743.5911第9期范志超,等:16MnR 钢中温低周疲劳行为研究。
欧标钢板16Mo3性能、成分分析
欧标钢板16Mo3性能、成分分析
一、16Mo3执行标准：EN10028 EN10222-2 2017（欧洲标准，国外标准）
命名：是根据C（碳）和Mo（钼）的含量来命名的，指此钢板的碳含量在160左右，而钼的含量在三百左右。
热处理：正火或者正火+回火
二、16Mo3焊接时与其他材质不同，要先进行预热，并且在焊接完成之后焊缝还应保温30分钟左右
三、16Mo3钢板锰也是钢材中的重要合金元素，也是重要的淬透性元素，它对焊缝金属的韧性有很大影响。
四、16Mo3钢板当Mn含量<0．05%时焊缝金属的韧性很高；
16Mo3钢板当Mn含量>3%后又很脆；
16Mo3钢板当Mn含量= 0．6～1．8%时，焊缝金属有较高的强度和韧性。
五、16Mo3化学成分
六、16Mo3力学性能。
金属的磨损与接触疲劳
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图7-4 耐磨性、硬度与断裂韧性关系 图7-5 磨损体积与硬度比(磨粒硬度与材料 硬度之比)的关系
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§7.3 磨损试验方法
实物试验与实验室试验两类。 (1) 磨损试验结果分散度很大，一般试验要 有4~5对摩擦副，数据分散度大时还应增加。 (2) 一般取试验数据的平均值。分散度大 时需要用均方根值。 (3) 同一材料采用不同的磨损试验方法， 结果往往不同，甚至是颠倒的。
麻点剥落(点蚀)、 浅层剥落、深层剥落 (表面压碎)。
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4、接触疲劳损伤过程
金属局部反复塑性变形→裂纹的形成→ 裂纹的扩展→金属表面的剥落，麻点。接触 疲劳＝疲劳＋磨损
接触应力：两物体相互接触时，在表面上 产生的局部压入应力。
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二、接触疲劳破坏机理
金属局部反复塑性变形→裂纹的形成→ 裂纹的扩展→金属表面的剥落。
从综合切应力的分布和大小，材料的强 度相互比较，决定了裂纹产生的部位和接触 疲劳类型。
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1、麻点剥落：裂纹起源于表面的接触疲劳损伤。 (1) 滑动加滚动条件下：切向摩擦力较大，
使最大综合切应力转移至表面。 (2) 表面存在质量缺陷：软点、硬点、夹杂
物等，造成抗剪强度不足。 深度：0.1－0.2mm的小块剥落。 形态：麻点是些针状或痘状的凹坑。
(2) 粘着点强度比双方金属都低时，磨损 量小，摩擦面较平滑。
(3) 粘着点比双方金属都高时，剪断可发 生在摩擦金属的任何一方，较软金属的磨损量 大。
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3、磨损量的估算
粘着磨损量正比于法向载荷F，滑动距离L， (软材料压缩屈服强度或硬度)。
V KFlt KFlt ; V KFlt
st16材料标准
st16材料标准1. 概述ST16材料标准是一项重要的标准化文件，它对ST16材料的质量要求、技术参数、测试方法等进行了规范。
本文将对ST16材料标准进行深入研究，探讨其在材料行业中的重要性和应用价值。
2. ST16材料标准的背景和意义2.1 ST16材料简介ST16是一种常用的铝合金，具有优异的机械性能和耐腐蚀性能。
它广泛应用于航空航天、汽车制造、电子设备等领域。
2.2 ST16材料标准的制定背景随着科技进步和工业发展，对ST16材料质量的要求越来越高。
为了确保ST16材料在各个领域中具备可靠性和稳定性，制定一项适用于各个环节的标准是必不可少的。
2.3 ST16材料标准对行业发展的意义通过统一规范ST16材料质量要求和测试方法，可以提高生产效率、降低生产成本，并保证产品质量稳定。
此外，ST16材料标准还可以促进行业内的技术交流和合作，推动材料行业的发展。
3. ST16材料标准的主要内容和要求3.1 ST16材料化学成分要求ST16材料标准对铝合金的化学成分进行了详细规定，包括主要元素的含量范围和允许的杂质含量。
这些要求旨在确保ST16材料具备良好的机械性能和耐腐蚀性能。
3.2 ST16材料机械性能要求ST16材料标准对其机械性能进行了详细规定，包括抗拉强度、屈服强度、延伸率等指标。
这些指标是评价ST16材料质量优劣的重要依据。
3.3 ST16材料热处理工艺规范热处理是提高铝合金性能和改善其微观组织结构的重要工艺。
ST16材料标准对热处理工艺进行了详细规定，包括加热温度、保温时间、冷却方式等。
这些规范旨在确保ST16经过热处理后具备优异的性能。
4. ST16材料标准在实际应用中的价值4.1 ST16材料标准的推广和应用ST16材料标准的推广和应用可以提高ST16材料的生产质量和产品质量稳定性。
各个领域的生产厂家可以根据ST16材料标准进行生产，从而提高产品的竞争力。
4.2 ST16材料标准对行业发展的推动作用ST16材料标准对行业发展具有重要推动作用。
16MND5钢板化学成分及机械性能简介
16MND5钢板化学成分及机械性能简介
一、16MND5简介
16MND5中碳调质钢，强度、韧性及淬透性均比45号钢高，调质处理后可获得较好的综合力学性能，切削加工性能尚好，但焊接性能差，冷变形塑性低，有回火脆性倾向，一般在调质状态下使用，也可在淬火和回火或正火状态下使用。
用于制造受磨损的零件，如转轴、心轴、曲轴、花键轴、连杆、万向节轴、啮合杆、齿轮、盘、螺栓、螺母等。
二、16MND5化学成分
硅 Si：0.17～0.37 锰 Mn：0.70～1.00 硫 S ：≤0.035 磷P ：≤0.035 铬 Cr：≤0.25 镍 Ni：≤0.25 铜 Cu：≤0.25
三、16MND5力学性能
抗拉强度σb (MPa)：≥620(63)
屈服强度σs (MPa)：≥375(38)
伸长率δ5 (％)：≥15
断面收缩率ψ (％)：≥40
冲击功 Akv (J)：≥39
冲击韧性值αkv (J/cm2)：≥49(5)
硬度：未热处理≤241HB退火钢≤217HB
四、16MND5一般在调质状态下使用，使用温度范围在-20～425℃，主要代替40Cr钢制作中、小截面的调质零件，如汽车半轴、转向轴、键轴和机床主轴、齿mm卷扬机中间轴等较大截面的零件。
当制作尺寸较小的零件时此钢亦可代替40CrNi钢使用。
五、交货状态：淬火+回火。
探伤级别：EN10160的S3E4。
压力容器用钢16mnr高温损伤后应变疲劳特性研究
第二章高温损伤对１６目ｈ１Ｉｃ材科力学性能和低周疲劳寿命影响表２－４硬度与屈服强度线性拟合关系８００℃ＨＬＤ＝０．１０４９ａｓ＋３４６．４４Ｒ２＝Ｏ．９４１８９００℃ＨＬＤ＝０．１３２５ａｓ－＋＇３２４．２６Ｒ２＝０．９５６７１０００℃ＨＬＤ＝０．５７９７口，＋１８３．２９Ｒ２＝０．９２３１１１００℃ＨＬＤ＝０．３１７８ｔ７ｓ＋２５７．０４Ｒ２；０．９０５７从表２．４可以看出数据拟合较好，能够反映出硬度和屈服强度随温度的变化规律；直线的斜率ｃ不相同，表明硬度和屈服强度随温度的变化率也不相同，并且ｃ和月与温度的关系正好相反，但是尚无法得出ｃ、以随温度的变化规律。
从实验结果看，硬度对高温损伤比较敏感，用硬度值大小作为判据快速方便又比较准确。
虽然要找出高温损伤后硬度与材料力学性能相互关系的普遍规律还需要更多有力的数据来支持；但是式２．１已足以表明硬度可以作为一种高温损伤参量，用来估算高温损伤后材料的屈服强度。
２．２高温损伤后１６ＭｎＲ材料试样断口金相分析选取部分拉伸试样断口与．，积分ＣＴ试样断口，进行断口金相分析。
通过对断口金相组织的分析，寻求对力学实验结果进行解释，进一步研究高温损伤对１６ＭｎＲ材料力学性能的影响。
将金相试样加工完成后，经过砂纸研磨、金相研磨膏抛光和３％硝酸浸蚀后，在金相显微镜下进行观察并且组织照相（图２．９）。
试样编号：Ｃ０８０２晶粒度：９．５１００ｘ试样编号：Ｊ０８３０晶粒度：９．５１００ｘ浙江大学博士学位论文试样编号：Ｃ０９０２晶粒度；８．５ｌＯＯｘ试样编号：Ｃ１００１晶粒度：８１００×试样编号：Ｃ１００４晶粒度：８ｌＯＯｘ试样编号：ＣＩ１０４晶粒度：７．５１００×图２－９试样金相组织材科的性能取决于其组织结构。
本文研究实验温度是在８００。
Ｃ～１１００。
Ｃ之间，从铁碳合金相图上可以看出，材料受热为８００。
Ｃ和９００。
Ｃ时，其主要成份为铁素体和奥氏体；受热为１０００。
16mnd锻件 硬度
16MnD锻件硬度介绍16MnD是一种常用于制造锻造零件的钢材。
在锻造过程中，通过控制工艺条件和后续的热处理过程，可以达到理想的硬度。
本文将深入探讨16MnD锻件的硬度特性及其影响因素。
硬度的定义与测试方法硬度是材料抵抗外部力使其表面发生塑性变形的能力。
常用的硬度测试方法包括布氏硬度测试、洛氏硬度测试、维氏硬度测试等。
这些测试方法通过对材料表面施加一定压力，测量压痕的大小或深度，从而推算出材料的硬度值。
16MnD锻件硬度的影响因素硬度值受多个因素的影响，包括锻造工艺、热处理过程、化学成分等。
以下是对16MnD锻件硬度影响因素的分析：1. 锻造工艺不同的锻造工艺对锻件的硬度有着直接的影响。
一般来说，较为严苛的工艺条件有利于提高锻件的硬度。
例如，在锻造过程中应用较高的压力和较快的变形速率，可以使金属晶粒细化，增加锻件的变形硬化效应，从而提高硬度。
2. 热处理过程热处理是对锻件进行再结晶退火、正火、淬火等热处理过程，通过控制加热温度、保温时间和冷却速率等参数，可以显著影响锻件的硬度。
例如，高温正火能够消除锻件中的残余应力，降低硬度；而淬火则可以增强锻件的硬度，使其达到高强度、高硬度的状态。
3. 化学成分化学成分对16MnD锻件硬度的影响主要表现在晶粒尺寸和固溶体强度上。
合理的合金元素配比可以改善晶格的稳定性和强度，从而提高锻件的硬度。
同时，添加适量的碳元素可以提高材料的碳化物含量，增加其硬度。
4. 冷变形冷变形是通过对已经锻造的零件进行机械加工，使其发生塑性变形并提高硬度的一种方法。
冷变形可以进一步细化晶粒，并引入位错，通过限制位错滑移来提高材料的硬度。
然而，过量的冷变形可能会导致材料的脆性增加。
16MnD锻件硬度控制方法控制16MnD锻件的硬度需要综合考虑以上影响因素，并针对具体应用要求进行优化。
以下是几种常见的硬度控制方法：1. 合适的锻造工艺参数通过合理设计锻造工艺参数，如温度、压力、变形速率等，可以改善锻件的形变硬化效应，提高硬度。
ST16
ST16材料性能德国DIN牌号材料牌号: St 16标准：DIN国家与地区：Germany钢组：结构钢次级类别：DIN 1623-1 Flat products of steel; Cold rolled strip and sheet of mild unalloyed steels注释：Quality specifications; DIN 1623-1 was superseded by EN 10130牌号用途DC01（St12）一般用DC03（St13）冲压用DC04（St14，St15）深冲用DC05（BSC2）特深冲用DC06（St16，St14 –T，BSC 3）超深冲用机械强度与我国的Q235相当。
材料级别ST12是普通冷轧刚，ST13冲压级冷作刚，ST14是深拉伸级的ST15 低碳低碳超深冲级ST16 是超低碳超深冲级ST12等同于DC01,SPCCST13等同于DC03,SPCDST14等同于DC04,SPCE,08ALST15等同于DC05,SPCFST16等同于DC06,SPCE-T化学成分牌号 C Si Mn P S N TiSt16 0.003 0.018 0.16 0.007 0.008 0.002 0.054级别代号较高级的精整表面FB（O3）高级的精整表面FC（O4）超高级的精整表面FD（O5）表面结构代号麻面 D光亮表面 B相近材质化学成分牌号化学成分%C Mn P S Alt a Ti bDC01（St12）≤0.10 ≤0.50 ≤0.035 ≤0.025 ≥0.020 －DC03（St13）≤0.08 ≤0.45 ≤0.030 ≤0.025 ≥0.020 －DC04（St14，St15）≤0.08 ≤0.40 ≤0.025 ≤0.020 ≥0.020 －DC05（BSC2）≤0.008 ≤0.30 ≤0.020 ≤0.020 ≥0.015 ≤0.20DC06（St16，St14 –T，BSC 3）≤0.006 ≤0.30 ≤0.020 ≤0.020 ≥0.015 ≤0.20a 对于牌号DC01、DC03和DC04，当C≤0.01时Alt≥0.015。
单调荷载下钢材延性断裂损伤因子模型及参数校准
单调荷载下钢材延性断裂损伤因子模型及参数校准李灿军;周臻;朱亚智;卢璐【摘要】To promote the applicability and the instantaneity of the steel fracture model,by adopting the concept of the ductile damage factor,the VGM-DDF and JC-DDF fracture predicted models were established based on the void growth model (VGM) and the Johnson-Cookmodel,bining the monotonic tensile test of smooth bars with different notch radii and finite element analyses,the relationship between the stress triaxiality and the equivalent plastic strain during the loading process of various bars was studied,and the ductile fracture damage factor model parameters for China Q235 steels under monotonic tension were calibrated.The ductile damage factor of each component was calculated by using the calibrated models.The whole fracture process of steel was simulated by Abaqus software,and the models with different element mesh sizes were analyzed.The results show that the effectiveness of the ductile damage factor models was validated,and the discreteness of the JC-DDF model is smaller.The predicted displacement-load curves after fracture agree well with the test results.The finite element mesh size affects the fracture prediction accuracy,and the size is suggested to be 0.25 mm.%为提高钢材断裂模型的通用性和实时性,采用延性损伤因子概念,分别建立了基于VGM的VGM-DDF断裂模型和基于Johnson-Cook的JC-DDF断裂模型.结合不同槽口半径光滑圆棒试件的单向拉伸试验和有限元分析,研究了不同试件加载过程中应力三轴度和等效塑性应变的关系,并对国产Q235钢在单调荷载下延性断裂损伤因子模型参数进行了校准.采用校准后的断裂模型计算了各试件断裂损伤因子值,利用Abaqus软件对钢材断裂进行全过程模拟,并对不同的单元网格尺寸模型进行分析.结果表明:损伤因子模型的有效性得到验证,且JC-DDF模型离散性更小;断裂后荷载位移模拟曲线与试验曲线具有较好的吻合度;有限元单元网格尺寸影响断裂预测精度,并建议网格尺寸取0.25 mm.【期刊名称】《东南大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2017(047)005【总页数】6页(P993-998)【关键词】Q235钢;延性断裂;损伤因子模型;单向拉伸试验;参数校准【作者】李灿军;周臻;朱亚智;卢璐【作者单位】东南大学混凝土及预应力混凝土结构教育部重点实验室,南京210096;东南大学混凝土及预应力混凝土结构教育部重点实验室,南京210096;德州大学奥斯汀分校土木建筑和环境工程系,奥斯汀78703;国网江苏省电力公司经济技术研究院,南京210008【正文语种】中文【中图分类】TU391Abstract: To promote the applicability and the instantaneity of the steel fracture model, by adopting the concept of the ductile damage factor, the VGM-DDF and JC-DDF fracture predicted models were established based on the void growth model(VGM) and the Johnson-Cook model, respectively. Combining the monotonic tensile test of smooth bars withdifferent notch radii and finite element analyses, the relationship between the stress triaxiality and the equivalent plastic strain during the loading process of various bars was studied, and the ductile fracture damage factor model parameters for China Q235 steels under monotonic tension were calibrated. The ductile damage factor of each component was calculated by using the calibrated models. The whole fracture process of steel was simulated by Abaqus software, and the models with different element mesh sizes were analyzed. The results show that the effectiveness of the ductile damage factor models was validated, and the discreteness of the JC-DDF model is smaller. The predicted displacement-load curves after fracture agree well with the test results. The finite element mesh size affects the fracture prediction accuracy, and the size is suggested to be 0.25 mm.Key words: Q235 steel; ductile fracture; damage factor model; monotonic tension test; parameter calibration在传统抗震设计理念中,钢结构通常被认为具有足够的延性,且主要依靠局部或整体构件的塑性变形来实现[1-2]．但在1994年北岭地震和1995年日本神户地震中出现了大量钢材断裂现象,广大学者开始对钢结构延性断裂展开研究[2-3]．目前,普遍认为钢材延性断裂与材料微空隙的增长机制有关,材料微观空穴的形核、增长、联合是材料出现延性断裂的主要原因[4]．众多学者基于应力三轴度和等效塑性应变等参数,建立了钢材延性断裂模型．文献[5-6]分别提出了适用于单调荷载下的VGM模型和SMCS模型,文献[7]通过试验和模拟分析验证了这2个模型的有效性．文献[8]提出了适用于常应变率和常温下的Johnson-Cook断裂模型,且模型通用性较强．基于Miner原则,Jia等[9]在VGM模型中引入损伤因子概念,预测了软钢在单向荷载下的延性断裂．钢材断裂与材料特性等因素相关,不同型号钢材的断裂参数应分别校准．文献[10-12]分别对国产Q345,Q460钢断裂参数进行了较为系统的研究．本文以国产Q235钢为例,引入延性损伤因子,分别建立了基于VGM的VGM-DDF断裂模型和基于Johnson-Cook的JC-DDF断裂模型,并结合试验和有限元模拟,对国产Q235钢的VGM-DDF和JC-DDF断裂模型参数进行了校准．采用校准后的模型模拟钢材断裂全过程,并讨论了有限元模型单元网格尺寸对预测断裂的影响．从损伤的角度来看,延性断裂可认为是损伤累积所致．由于钢材延性断裂机制以等效塑性应变达到临界断裂应变为判定准则,为定量描述材料损伤的累积过程,引入了与塑性应变增量相关的损伤因子增量(dD),其计算式为式中,dεp为某一加载增量步对应的等效塑性应变增量为与当前增量步应力三轴度对应的断裂临界等效塑性应变;T为应力三轴度,且式中,σm和σe分别为静水应力和有效应力．根据线性累计损伤理论[9],累积每一加载步产生的损伤因子增量,则定义总损伤因子D达到1时,材料产生破坏．因此,损伤模型通用表达式为在较小的增量步内,认为应力三轴度值不变,但对于不同的增量步,应力三轴度值不同．因此,损伤因子模型考虑了应力三轴度在加载过程中的变化,能更准确地描述每一加载时刻的累积损伤值．2.1 VGM-DDF 模型根据VGM模型[7],材料达到断裂点时满足式中,η为与材料相关的断裂常数．结合式(3)和(4),VGM-DDF模型可表示为由式(5)可知VGM模型与VGM-DDF模型在表达形式上完全等效．VGM模型采用了积分形式,以等效塑性应变为积分变量,且考虑了应力三轴度的变化,在概念上与损伤因子模型等同,不同的是损伤因子模型中的计算方法不唯一．2.2 JC-DDF 模型根据Johnson-Cook模型[8],不考虑温度和应变率的影响,材料达到断裂点时满足式中,C1,C2,C3为断裂相关的材料参数,可由材料试验校准．JC-DDF模型可表示为式(7)为积分形式,利用试验数据直接校准3个参数C1,C2和C3存在很大困难．本文采取如下步骤对参数进行校准:① 利用试验断裂应变和应力三轴度数据,对式(6)进行非线性回归,初步校准参数C1,C2和C3．由于式(6)不考虑加载过程中应力三轴度的变化,损伤因子模型的校准存在误差．后续固定C1,C2为初步校准值,对C3进行二次校准,以满足精度要求．初步校准时平均应力三轴度计算式为式中, Ti为增量步i的应力三轴度;Δεpi为等效塑性应变增量．② 令C2为原始校准值,利用式(7),结合加载全过程应力应变数据,计算试件断裂时刻的损伤因子D．③ 将断裂时刻的损伤因子D与1进行比较,若D>1则调大C2,若D<1则调小C2,然后重新计算断裂时刻的损伤因子D．如此循环,直到断裂时刻D=1,此时的C2即为试件二次校准的参数值．3.1 试验方案将同一批Q235B钢材分别加工成光滑圆棒和平滑槽口试件．光滑圆棒试件3根,记为A1～A3;平滑槽口试件按照不同槽口半径(r=1.500,3.125,6.250 mm)各加工2根,分别记为A4～A5,A12～A13,A20～A21．试件设计尺寸如图1所示．试验加载装置为50 t MTS液压伺服材料试验机,引伸计标距分别为50和25 mm．试验按位移加载,试件和引伸计如图2所示．光滑圆棒单向拉伸试验结果可用于材料本构参数的测定．同时,由于光滑圆棒试件与断裂试验中平滑槽口试件的应力应变状态不同,故此试验结果也可用于后续材料断裂模型参数的校准．3.2 真实应力-塑性应变曲线的校准试件颈缩前的真实应力-塑性应变关系基于如下2个假定[9]:① 构件颈缩前引伸计范围内应变沿构件长度方向是均匀的;② 构件颈缩前构件横截面上应力是均匀的．真实应力σtrue和真实应变εtrue分别为式中,Ainitinal为试件初始截面面积;Linitinal为初始引伸计长度;P为某一时刻加载荷载;L为同时刻引伸计范围内试件长度;A为同时刻试件截面面积．真实应变εtrue是由弹性应变εel和塑性应变εpl两部分组成的．塑性应变为式中,E为钢材初始弹性模量．当构件发生颈缩后,上述计算真实应力应变的公式不再适用．采用MWA方法[9]并根据材料荷载位移曲线校准材料颈缩后真实应力应变曲线．颈缩时刻材料的真实应力σneck和颈缩后材料的真实应力σtrue分别为式中,ω为材料参数,经材料试验确定．根据MWA方法,在有限元软件Abaqus中按位移控制模拟试验过程．由于试件A1的试验结果相比其他试件差异较大,故不作为有效试件．图3给出了不同ω值对应的荷载-位移模拟曲线和试验曲线．由图可知,当ω=0.977时,有限元模拟曲线和试验曲线吻合较好,由此可校准Q235圆棒真实应力-塑性应变曲线(见图4)．3.3 单向拉伸试验的有限元模拟鉴于试件形状和加载条件的对称性,利用有限元软件Abaqus取构件的1/4进行建模分析,并采用C3D8R单元．引伸计范围内单元网格尺寸取0.25 mm,其余部分取2 mm．以r=3.125 mm为例,网格划分如图5所示．弹性模量取为208 GPa,泊松比取为0.3,塑性应变信息按3.2节校准的真实应力-塑性应变曲线输入．按位移加载,加载端与定义在位于中心轴上的参考点耦合,加载位移通过该参考点间接施加于构件,采用隐式静力分析．4.1 应力三轴度与等效塑性应变为进一步分析应力三轴度与等效塑性应变的关系,从有限元软件中提取试件断裂部位的应力、应变信息．图6给出了不同槽口试件应力三轴度和等效塑性应变沿直径的变化趋势图．由图可知,试件槽口半径越大,应力三轴度越小,断裂等效塑性应变越大．即随着应力三轴度的减小,断裂等效塑性应变增大,这与延性断裂机制的理论分析一致．同时,从中心点到边点,应力三轴度明显减小,而等效塑性应变沿直径方向变化较小,因此认为断裂初始点为中心点．加载过程中试件槽口截面中心点应力三轴度和等效塑性应变的关系如图7所示．由图可知,加载全过程试件的应力三轴度变化较大,尤其在等效塑性应变小于0.1的范围内,三轴度值出现跳跃现象,说明在预测材料断裂过程中应尽可能考虑应力三轴度的实时变化．4.2 VGM-DDF模型结合试验与有限元模拟,得到Ti，Δεpi和由式(4)计算Q235B钢VGM模型参数,结果见表1．取各试件VGM参数值的平均值(2.436)作为校准后的模型参数,则Q235B钢校准后的VGM-DDF断裂模型为4.3 JC-DDF模型利用表1中的临界等效塑性应变与应力三轴度值,对式(6)进行非线性指数拟合,初步校准Johnson-Cook模型参数,得到C1=0.302,C2=5.102,C3=-3.344．固定C1和C3,对C2进行二次校准,可得各试件JC-DDF模型中二次修正的参数．取C2的平均值5.196作为校准后的模型参数,得到Q235B钢校准后的JC-DDF断裂模型为4.4 不同模型校准结果比较用校准后的损伤因子模型确定各试件的损伤因子,结果见表2．由表可知,在进行二次校准JC-DDF断裂模型参数之前,损伤因子平均值为1.009,其误差来源于参数校准过程中未考虑应力三轴度的变化;而VGM-DDF断裂模型在形式上与VGM断裂模型等效,损伤因子平均值为1．为便于循环荷载下断裂模型校准,应尽可能提高损伤因子的校准精度．为验证损伤因子模型的有效性,用校准后的模型计算各试件断裂时的损伤因子值．图8给出了不同模型计算的损伤因子值分布．由图可知,损伤因子计算值均分布在0.8～1.2之间,且大多数计算值与理论值相近,表明损伤因子模型具有一定的有效性．此外,JC-DDF模型得到的各试件损伤因子值波动性较小,究其原因在于模型参数较多,使模拟结果更接近试验结果,故JC-DDF模型具有较小的离散性．5.1 断裂过程模拟为得到试件断裂的全过程分析结果,以r=3.125 mm的试件为例,将校准后的JC-DDF模型参数输入Abaqus软件,并采用显示动力分析方法．图9给出了试件槽口断裂模拟形态与试验形态．图10为试件槽口断裂过程的有限元模拟结果．由图9可知,试件断裂模拟形态与试验断裂形态吻合较好．由图10可知,随着加载位移的增加,试件颈缩区域单元从试件中心处至试件表面依次失效,与试验得到的裂缝由中间向外侧发展的结论相符合．模型中心点失效时位移为1.65 mm,随后失效点向外扩展,当位移为2.06 mm时试件完全断开．5.2 单元网格尺寸的影响在断裂模型参数的校准过程中,有限元单元尺寸对断裂失效点的判断及发展产生显著影响．对槽口区域采用3种网格分析,网格尺寸分别为0.15,0.25,0.40 mm．图11给出了相应的荷载-位移曲线．由图可知,网格尺寸为0.15和0.25 mm的模型断裂点时刻接近,加载位移分别为1.64和1.65 mm,且断裂后曲线稳定;单元网格尺寸为0.40 mm的模型断裂时加载位移为1.705 mm,且断裂后曲线抖动大．随着单元网格尺寸的增加,应力较大区域单元平均应力计算值偏小,使断裂时刻延后．同时,单元数目的减少会导致断裂产生和发展的突然性增加,分析时的动力效应增大．Kanvinde[7]和Liao等[10]均对断裂试件的断口进行了电镜扫描分析,得到材料特征长度为0.2～0.3 mm．因此,取单元网格尺寸为特征长度尺寸0.25 mm时,断裂预测结果具有较好的精度．1) 结合试验数据和有限元分析,校准了国产Q235B钢在单向荷载下常用延性断裂模型参数,模拟结果与试验结果吻合,且有限元分析表明,随着应力三轴度的减小,断裂等效塑性应变增大,符合钢材延性断裂理论．2) 基于损伤因子的概念,建立了预测钢材延性断裂的VGM-DDF和JC-DDF损伤因子模型,并校准了模型参数．由损伤因子模型得到各试件断裂损伤因子值,并验证了提出的延性损伤因子模型的有效性．通过比较2种模型下各试件损伤因子的分布可知,JC-UDDF模型由于具有更多模型参数,因而展现出更小的模型离散性．3) 试件槽口断裂模拟形态与试验形态吻合,表明损伤因子断裂模型能够准确反映钢材断裂的真实状态．不同槽口区域单元网格尺寸对断裂失效点的判别和断裂发展有影响,取单元网格尺寸为特征长度尺寸时,断裂预测结果具有较好的精度．【相关文献】[1] Ricles J M, Sause R, Garlock M M, et al. Posttensioned seismic-resistant connections for steel frames[J]. Journal of Structural Engineering, 2001, 127(2): 113-121.DOI:10.1061/(asce)0733-9445(2001)127:2(113).[2] Xie Q, Zhou Z, Li C, et al. Parametric analysis and direct displacement-based design method of self-centering energy-dissipative steel-braced frames[J]. International Journal of Structural Stability and Dynamics, 2016: 1750087. DOI:10.1142/s0219455417500870. [3] 王伟, 廖芳芳, 陈以一. 基于微观机制的钢结构节点延性断裂预测与裂后路径分析[J]. 工程力学, 2014, 31(3):101-108. Wang Wei, Liao Fangfang, Chen Yiyi. Ductile fracture prediction andpost-fracture path tracing of steel connections based on micromechanics-based fracture criteria[J]. Engineering Mechanics, 2014, 31(3):101-108. (in Chinese)[4] Argon A S, Im J. Separation of second phase particles in spheroidized 1045 steel, Cu-0.6pct Cr alloy, and maraging steel in plastic straining[J]. Metallurgical Transactions A, 1975, 6(4): 839-851. DOI:10.1007/bf02672307.[5] Rice J R, Tracey D M. On the ductile enlargement of voids in triaxial stress fields [J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solids, 1969, 17(3): 201-217. DOI:10.1016/0022-5096(69)90033-7.[6] Hancock J W, Mackenzie A C. On the mechanisms of ductile failure in high-strength steels subjected to multi-axial stress-states[J]. Journal of the Mechanics & Physics of Solids, 1976, 24(2/3):147-160. DOI:10.1016/0022-5096(76)90024-7.[7] Kanvinde A M. Micromechanical simulation of earthquake-induced fracture in steel structures[D]. Palo Alto,California,USA: Department of Civil Environmental Engineering of Stanford University, 2004.[8] Johnson G R, Cook W H. Fracture characteristics of three metals subjected to various strains, strain rates, temperatures and pressures[J]. Engineering Fracture Mechanics, 1985, 21(1): 31-48. DOI:10.1016/0013-7944(85)90052-9.[9] Jia L J, Kuwamura H. Ductile fracture simulation of structural steels under monotonic tension[J]. 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(in Chinese)。
16Mo3钢板机械性能│材质分析│热处理工艺│成分及高温性能
300℃
350℃
400℃
450℃
500℃
16Mo3
≤16
273
264
250
233
213
194
175
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183
165
150
139
134
61-100
238
230
218
203
15415材料被用作制造工业锅炉和在石油天然气和化学工业的不锈钢压力容器中的可焊接钢
16Mo3钢板机械性能│材质分析│热处理工艺│成分及高温性能
1、16Mo3机械性能
16Mo3的力学性能和工艺性能能应符合下表规定：
16Mo3力学性能要求（适用于横向）
牌号
规格
屈服强度（MPa）
抗拉强度（MPa）
延伸率A(％)
16Mo3化学成分要求
C
Si
Mn
P
S
Al
N
0.12-0.2
≤0.35
0.4-0.9
≤0.025
≤0.01
≤0.012
Cr
Cu
Mo
Nb
Ni
Ti
V
≤0.3
≤0.3
0.25-0.35
≤0.04
≤0.3
-
-
5、16Mo3高温性能
牌号
厚度mm
下列温度(℃)的较小屈服强度(Mpa)
固溶时效对OCr16Ni16钢微观组织和力学性能的影响研究的开题报告
固溶时效对OCr16Ni16钢微观组织和力学性能的影响研究
的开题报告
题目：固溶时效对OCr16Ni16钢微观组织和力学性能的影响研究
一、研究背景和意义：
OCr16Ni16钢是一种具有优异耐热、抗氧化和耐腐蚀性能的高温合金材料，广泛应用于能源、航空航天、化工等领域。
固溶时效是OCr16Ni16钢精密制造过程中必备
的工艺，通过固溶处理和时效处理，可以调节材料的组织和性能，提高其综合性能。
在实际生产中，如何优化固溶时效工艺，提高材料性能和使用寿命，是一个重要的研
究方向。
二、研究内容和方法：
本研究将通过固溶时效对OCr16Ni16钢微观组织和力学性能的影响进行研究，
主要内容包括：
1. 固溶处理和时效处理的工艺条件设计和优化；
2. 采用扫描电镜、透射电镜等技术，研究不同固溶时效条件下OCr16Ni16钢的
显微组织特征和晶粒结构；
3. 利用万能试验机等方法，测试不同固溶时效条件下OCr16Ni16钢的力学性能，包括拉伸强度、屈服强度、延伸率等。
三、研究预期结果和意义：
本研究预期可以探究不同固溶时效条件对OCr16Ni16钢微观组织和力学性能的
影响规律和机理，优化固溶时效工艺，提高材料的力学性能和使用寿命。
研究结果有
助于推动OCr16Ni16钢材料的发展和应用，并为精密制造领域提供技术支持和创新思路。
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郭平义 , 等 高能微弧合金化制备
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涂层及其高温抗氧化性能
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钢板的渐进成形性能及磨损特征 变曲面加工 , 曲面母线上每一点代表一个成形角位
置川 ,通过成形此零件直至有裂纹产生 , 裂纹处的成 形角即为成形极限角 。试验模型如图 所示 , 该圆 锥台由圆弧旋转而成 , 起始点为 , , , 圆弧上
任意一点为
为
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少
试样制备与试验方法
结果表明 在渐进成形过程中 , 润滑条件的改变会影响成形性能和磨损特征 磷化处理后加二硫化
铂钗基润滑脂润滑条件下 ,该钢板渐进成形性能最好 当 压头成形等高层 区间时以磨拉磨损特征为
主 , 当压头成形等高层时以粘着磨损为主 。
关键词 渐进成形 成形极限角 磨损
中图分类号 、 文献标志码 文章编号 一 一 一
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赵秀敏 , 等 不同润滑条件下
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钢板的 渐进成形性能及磨损特征
高层 等高层
硫化钥铿基润滑脂的板料 , 尽管表面膜的作用更加 减小 , 但是二硫化钥铿基润滑脂本身仍然能较好地 发挥润滑作用 。所以条件 下的成形极限角要比条 件 下的大 。 同时 , 由于多孔磷化膜的存在 , 可以增 加润滑剂和板料表层的粘附性 , 保证加工过程中润 滑膜的完整性 , 所以条件 下的润滑效果要比条件 下的好 , 在成形能力上表现为成形极限角变大 。 条件 下的的润滑参照弹流润滑理论的齿轮润滑模
当压头在等高层之间运动时 , 压头沿运动方向 对板料表面有垂直向下的作用力 , 因压头硬度较大 , 形成磨粒磨损中的冲击磨损 , 使压头与板料表面产 生高应力碰撞 , 在板料表面上磨损出较深的沟槽 压
痕 , 并且表面被挤压 出层状或鳞片状 的剥落碎屑 。 随着每层进给量的增加 , 所需要 的成形力也有很大 的增加闭 , 而冲击磨损量与冲击能量有关 , 通常通
迹如图 所示 , 包括压头垂直向下加工等高层之间 区域和在同一平面加工等高层两种方式 。这两种加
工方式决定 了板料表面的磨损特征 。
痕 , 一方面是压头与板料的磨粒磨损造成 另一方面
压头与板料的粘着磨损在粘着结点处剥落形成较大 磨屑 。从图 可以很明显看到因粘着效应使板
料表面被撕裂 , 表面质量严重恶化 。 在加工过程 中 可以听到压头与板料摩擦产生的噪声 , 由于没有润 滑 , 压头与板料表面直接接触 , 导致系统粘滑引起振
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厂 微晶涂层
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【〕 郭平义 ,邵勇 , 李垒 , 等 高能微弧合金化制备
及其高温氧化性能 【〕 中国腐蚀与防护学报 , 。 。,
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第
卷第
年
期
月
机 械 工 程 材 料
不同润滑条件下 钢板的渐进成形性能 及磨损特征
赵秀敏 , 高 霖 南京航空航天大学机电工程学院 , 南京
摘 要 通过计算得 出不同润滑条件下 钢板的成形极限角 , 并用 摄像头和光学显微 镜观察 了成形件的表面磨损形貌 , 研究 了该钢板在不 同润滑条件下的渐进成形性 能和磨损特性 。
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面 , 因此可以保护基体材料减少粘着磨损发生 。
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在 钢板的渐进成形过程 中 , 润滑条 件可以影响成形极限角 磷化处理可提高润滑效果 在磷化处理后再涂抹二硫化钥铿基润滑脂的润滑条 件下 ,成形极限角最大 。 渐进成形过程中板材主要以磨粒磨损和粘 着磨损为主 当压头成形等高层之间时 , 以磨粒磨损 为主 , 当成形等高层时 , 以粘着磨损为主 。
收稿 日 期 一 一 修订 日 期 一 一
方向的夹角即为成形极限角 。 板料成形后的厚度分
布符合余弦法则 〔〕 一 。 只 , 。为初始厚度 , 口 为 此处的成形角 , 当 超过成形极 限角度时板料变薄
率过大 会引起破裂 。
限角的影响 。
等图研究 了板料初始厚
等 ' 研究 了每层进给量 、 成形
度、 每层进给量 、 工具头半径和转速等对板材成形极 角和压头半径对成形件表面粗糙度的影响
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上接第
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图 ` 不同润滑条件下成形件的表面形貌 《 显徽镜
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用磷化皂化处理的板料加工后用手擦拭表面 , 会有 浅灰色的粉末附着在 手上 , 这是因为表面膜 的硬度 相对较低 ,加工过程 中压头压下时挤 出了层状表面 膜之故 。 由于表面固体润滑膜的强度低于基体材料 的 ,使得滑动时剪切 阻力较小而形 成易于滑动 的界
够
图
试脸装 及成形辱件
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处理后根据其工艺特点可得到厚 一
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州
膜 。皂化处理的结果使板料磷化膜的孔隙中再附上 起润滑作用的皂化盐从而形成复合的磷化皂化固体
润滑膜 , 这种表面膜的减摩作用与润滑膜相似 , 它使 摩擦副之间的原子结合力或离子结合力被较弱的范 德华力所代替 , 因而降低了表面分子力的作用困 。
式中 为母线半径 , 为模型设计深度 点 处的加工高度 。
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零件加工完成后可以通过测 破裂点处的加工 高度来计算成形极限角 殊又 。
条件
条件 滑 。图
直接涂抹
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厚的二硫化钥锉基润滑脂
号机油 中 条件 无润 分别为磷化 、 磷 化皂化处 理后用
压头能完全浸在
三丰 工具测量显微镜观察 的形 貌 。 板料经过磷化处理后 , 表面形成 的多孔磷化膜作为 润滑剂 的载体 ,保证 了润滑剂 与磷化膜在工件表面 形成一层优 良的润滑层 试验 中 钢板 经磷化
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馆
引 言
数控渐进成形技术是一种无模成形技术 , 它是
领域的单件小批量的生产和快速原型制造有着重要
的意义 。
在渐进成形过程 中 , 成形 极限角可以作为衡量 板材成形性能的一个重要指标 , 成形极限角越大 , 说
明板材可以产生的变形量越大 , 成形性能越高 〔 ,一 。 在成形零件发生破裂后 , 最先 破裂点 的切线与水平
试验材料为深冲用
其主要化学成分 质量分数
冷轧钢板 , 厚
为 。 ,。
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能 , 。选用五种不同润滑条件进行渐进 成形试验 ,试验 中每层进给量均为 。条件 磷化皂化处理 , 采用去脂 ” 水洗 ” 除锈 ” 水洗 ” 磷化 水洗 润滑 皂化 ” 后 处理工艺 , 磷化处理 所使用磷化剂是冷塑性加工用锌系磷化剂 条件 磷化处理后涂抹 厚的二硫化钥铿基润滑脂
肠间
图
各
压头轨迹
闪
定的前提下 , 压头与板料的垂直作用力与成形角度 有关 , 随成形角的变大 , 垂直作用力变小 , 所以在加 工开始阶段由于成形角度较小 , 磨粒磨损要比后期
阶段严重 。而产生的碎屑在之后的相对滑动中推挤 板料 , 由于犁沟效应使之塑性流动并犁出一条沟槽 。
当压头在同一等高层运动时 , 压头与板料相对
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
将复杂三维饭金件的整体成形划分为按等高线分出
的多个层面进行加工 , 每个层面按照一定 的轨迹成
形 ,逐 层地加工出最后形状 。 其特征是板料 固定不
动 ,压头按照设定的轨迹在板料上运动 , 直至完成成 形 。 由于此成形的特点 , 它不需要传统冲压中的模 具 ,这就使得它能节省大量时间与人力 、 物力 , 因而 能缩短产品研发制造时间 、 降低成本 ,对于航空航天
滑动 , 由于粘着效应所形成 的粘着结点发生剪切断 裂 , 被剪切的材料或脱落成磨屑 , 或者 由一个表面迁
移到另一个表面 , 形成粘着磨损 , 沿滑动方向形成程
度不同的划痕 。 较大 , 有 的长达 钢形成的粘着结点 的破坏 以 。
塑性流动为主 , 它发生在离结点一定的深度处 ,磨屑
从图 可见 , 无润滑时表面有大量的磨屑和划
型可知 , 最小油膜厚度随接触位置处应力的增大而 减小困 。 在渐进成形过程中 , 工具头与板料接触点 的应力很大 , 所有接触点处的油膜厚度很小 , 甚至在 接触点由于润滑油中磨屑造成油膜破裂 。在该润滑 状态下成形极限角要 比条件 它润滑条件下的小 。 润滑方式对表面磨损形貌的影响 渐进成形中压头以走等高线的方式对板料进行 塑性加工 。 压头按照预先设定 的运动轨迹成形第一 层等高层后 , 压下设定高度 ,再按第二层轨迹要求加 工 , 多次重复直至整个工件成形完毕 。 压头运动轨 下的大 , 但是要 比其