ZA400-560泵體成形工藝設(shè)計(jì)含6張CAD圖.zip

ZA400-560泵體成形工藝設(shè)計(jì)含6張CAD圖.zip,ZA400,560,成形,工藝,設(shè)計(jì),CAD 附錄 2：外文翻譯 相變及其對(duì) 2205 雙相不銹鋼力學(xué)性能和耐點(diǎn)蝕性能的影響 摘要 研究了相變對(duì) 2205 雙相不銹鋼的力學(xué)性能和點(diǎn)蝕性能的影響，850℃熱處理 60 min，試樣中σ相的變化量最大可達(dá) 6％。結(jié)果表明：σ相顯著提高了試樣的硬度，降低了試樣的沖擊韌性，但極限拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的增加趨勢(shì)不明顯，而總伸長(zhǎng)率隨時(shí)效時(shí)間從 5 SEM 觀察顯微圖像分析表明，當(dāng)試件老化 5-60 分鐘時(shí)，沖擊斷口類型由韌性模式變?yōu)榫w模式，而且點(diǎn)蝕電位降低的程度與溫度密切相關(guān)，在較高溫度下更顯著。在σ相成核的潛伏期，點(diǎn)腐蝕試驗(yàn)溫度和老化時(shí)間顯然取代了潛在的牽引電位并沒有那么高貴的價(jià)值。在 15 分鐘之后，較高溫度比衰老時(shí)間更有助于降低點(diǎn)蝕電位。 關(guān)鍵詞：雙相不銹鋼;相變;力學(xué)性能;點(diǎn)蝕 雙相不銹鋼的高抗腐蝕性和優(yōu)異的機(jī)械性能的結(jié)合可以通過(guò)它們的化學(xué)成分和大致相當(dāng)?shù)蔫F素體和奧氏體體積分?jǐn)?shù)的微觀結(jié)構(gòu)來(lái)解釋[1]。這些比較常見的不銹鋼具有幾個(gè)優(yōu)點(diǎn)。雙相鋼的強(qiáng)度是傳統(tǒng)奧氏體鋼的兩倍左右，與鐵素體鋼相比，具有優(yōu)越的延展性和可焊性[2]。它們的鉻含量通常高于耐腐蝕奧氏體不銹鋼，其鉬含量約為鎳含量的一半。高鉻和鉬的組合是實(shí)現(xiàn)良好抗氯化物誘導(dǎo)的點(diǎn)蝕和縫隙腐蝕的經(jīng)濟(jì)有效的方法。因此，他們通常選擇用在局部腐蝕潛在問題的地方，例如在海洋結(jié)構(gòu)，船舶，石油化工廠和油氣生產(chǎn)系統(tǒng)中[3]。然而，由于高溫暴露而導(dǎo)致的韌性和耐腐蝕性的惡化是雙相不銹鋼用戶的典型問題[4-5]。熱處理導(dǎo)致一系列的微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，這些轉(zhuǎn)變發(fā)生在鐵素體或晶界[6]，除馬氏體外，還形成奧氏體。高水平的元素穩(wěn)定鐵素體，例如作為鉻，鉬和硅， 可以促進(jìn)σ相的形成。σ是一種硬而脆的中間相，含有鐵，鉻，鉬，并形成不銹鋼的鐵素體相[7]。這個(gè)階段可以在凝固過(guò)程中形成，隨后的熱處理、塑性變形或使用過(guò)程中的老化，都對(duì)雙相不銹鋼的可加工性和壽命有顯著影響[8-10]。因此，近年來(lái)，σ相吸引了眾多研究人員的關(guān)注。目前工作的重點(diǎn)是研究 2205 雙相不銹鋼σ相的析出對(duì)機(jī)械性能的影響，并進(jìn)行了耐點(diǎn)蝕性能的研究。本文進(jìn)行了微觀結(jié)構(gòu)研究，力學(xué)性能測(cè)試和電化 33 學(xué)腐蝕試驗(yàn)。在老化過(guò)程中，在基體中析出的 相等金屬間化合物相合理地被忽略，因?yàn)榕cσ相相比，所有的體積分?jǐn)?shù)都低于σ相，并且對(duì)σ相的性能影響要小得多[11]。 1 實(shí)驗(yàn) 測(cè)試材料取自在溶液處理?xiàng)l件下供應(yīng)的熱軋雙相不銹鋼板。為了析出不同數(shù)量的σ相，這些試樣在 850℃進(jìn)行了不同的熱處理。2205 雙相不銹鋼的化學(xué)成分如表 1 所示。 表 1 測(cè)試材料的化學(xué)組成 （質(zhì)量百分比，％） C Cr Ni Mo Si Mn P S N Fe 0.025 21.95 5.1 3.1 0.55 1.2 0.028 0.003 0.015 平衡 為了表征微觀結(jié)構(gòu)，將樣品在標(biāo)準(zhǔn)研磨和拋光技術(shù)下進(jìn)行電化學(xué)蝕刻，然后使10 Vol / L NaOH 中在 2 V 電壓下持續(xù) 3 s。制備的樣品用 Canon PowershotS70 彩色光學(xué)顯微鏡檢查。Q 通過(guò)光學(xué)顯微鏡自動(dòng)圖像分析計(jì)算機(jī)程序進(jìn)行不同時(shí)效時(shí)間的微觀結(jié)構(gòu)相的定向金相測(cè)量。能量色散 X 射線光譜分析（EDS）用來(lái)確定化學(xué)組成， HB-3000B 硬度計(jì)用于測(cè)量負(fù)荷為2.94×104N 的布氏硬度，以及評(píng)估時(shí)效硬化效果。每個(gè)試樣至少取 3 個(gè)壓痕，并報(bào)告平均硬度值。硬度測(cè)量誤差約為記錄的布氏硬度值（BHN）的±1.5％。室溫拉伸測(cè)試使用計(jì)算機(jī)控制的 ZDM-50 測(cè)試機(jī)器以 0.5mm / min 的橫跨速度進(jìn)行。根據(jù) ASTM 標(biāo)準(zhǔn)（ASTM A370）制備試樣，由機(jī)器輸出確定屈服強(qiáng)度（YS）、極限拉伸強(qiáng)度（UTS）和總伸長(zhǎng)率（TEL，％）。YS 和 UTS 測(cè)量值的誤差記為±1.5 ％，延伸百分率為±2.5％。儀器化的 Charpy-V 按照 ASTM A370 標(biāo)準(zhǔn)樣品制備成 10 mm×10 mm×55 mm 的標(biāo)準(zhǔn)樣品。沖擊試驗(yàn)在 20℃和-20℃ 下進(jìn)行，使用最大容量為 650J 的 JB-30B 沖擊機(jī)。在沖擊試驗(yàn)之后，通過(guò)使用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察斷裂表面來(lái)確定斷裂機(jī)理（型號(hào)：Leo438VP）。 在 30℃和 50℃條件下，在 3.5％的 NaCl 溶液（以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)）中基于電化學(xué)方法進(jìn)行耐點(diǎn)蝕腐蝕性試驗(yàn)。在測(cè)試中采用了具有大表面 Pt 箔作為反電極和飽和甘汞電極（SCE）作為參比電極的常規(guī)三電極電池，并且浸泡在電解質(zhì)中 30 分鐘后進(jìn) 行測(cè)量。使用所研究的樣品的工作電極用金剛砂紙拋光至 1200 格，用酒精除油，在水中沖洗并用熱空氣干燥。腐蝕行為通過(guò)點(diǎn)蝕電位（Ep）的絕對(duì)值和極化曲線的形狀來(lái)評(píng)價(jià)。 2 結(jié)果與討論 2.1 微觀結(jié)構(gòu)分析 圖 1 顯示了 2205 雙相不銹鋼試樣在 850℃老化的橫向斷面的不同老化時(shí)間的彩 色光學(xué)顯微組織。圖 1（a）顯示了老化 5 分鐘的樣品的微觀結(jié)構(gòu)。從圖中可以看出， 實(shí)現(xiàn)了由體心立方鐵素體（α基體）和面心立方體奧氏體（γ二次相）組成的雙相組織，沒有任何其他的第二相。在圖 1（b）中，可以發(fā)現(xiàn)沿著 /α和α/α的相界或晶界的窄鐵素體區(qū)域沉積微小的 相。這些界面作為 相的非均勻析出的優(yōu)先成核位點(diǎn)是眾所周知的。隨著老化時(shí)間的增加，圖 1（c）中觀察到的新成形體和原始 相的尺寸都增加， 相增長(zhǎng) s 進(jìn)入相鄰的鐵氧體區(qū)域。許多研究[4-6,12-13]已經(jīng)證明， 相沉淀的機(jī)制是在 600℃至 1000℃的溫度范圍內(nèi)發(fā)生的α → + ??2的共析反應(yīng)，其中??2相被稱為二次奧氏體以區(qū)分原始奧氏體。通過(guò)圖像分析確定這些顯微組織中的相的百分比，如表 2 所示。鐵素體相含量隨著 相沉淀的增加而減小，隨著 相的增加，表 3 列出了在 EDS 評(píng)估的在 850℃老化 60 分鐘的樣品中相（ 和??2）的組成。 圖 1 在 850℃老化 5 min（a），15 min（b）和 60 min（c）的樣品的光學(xué)顯微結(jié)構(gòu) 2.2 機(jī)械性能 表 4 是力學(xué)性能的結(jié)果，包括硬度值、屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率。在 850℃時(shí)效處理過(guò)程中的布氏硬度值顯示在表 4 中。在一段潛伏期后，硬度隨老化時(shí)間延長(zhǎng)而增加。隨著老化時(shí)間從 15 分鐘增加到 60 分鐘，測(cè)量的硬度增加。據(jù)推測(cè)，在老化期間獲得的 相的存在導(dǎo)致硬度的顯著增加。如圖 1（a）至（c）所示， 硬度值與微觀組織演變基本一致。顯然等溫時(shí)效時(shí)間較長(zhǎng)對(duì)雙相不銹鋼的硬化是有效的。表 4 還顯示了等溫時(shí)效后獲得的拉伸性能。結(jié)果表明，老化時(shí)間從 5 分鐘延 長(zhǎng)到 15 分鐘，屈服強(qiáng)度和極限拉伸強(qiáng)度略有提高，同時(shí)伴隨著延伸率的少量降低。 時(shí)效 15 分鐘至 60 分鐘，得到顯著的延伸率降低。這可能是由于 相的密度增加以及向α相的增長(zhǎng)所致，如圖 1（b）和（c）所示。 老化試樣在 850℃時(shí)的沖擊韌度與鋼的夏比沖擊能量之間的關(guān)系如圖 2 所示。在 20℃和-20℃下測(cè)定縱向和橫向老化試樣的夏比沖擊韌度?？梢钥闯?，兩個(gè)方向的韌 34 性隨著老化時(shí)間而減少。在 15 分鐘內(nèi)發(fā)生韌性的急劇下降，其中沖擊能量沿縱向從 285J（老化 5 分鐘）降低到 228J（老化 15 分鐘），并且 210J（老化 5 分鐘）到 176J （老化 5 分鐘）時(shí)效 15 min），由于α/ 界面處角鐵粒子的析出和鐵素體晶粒間的吸引，吸收的能量急劇下降。在 相析出范圍（15-60min），沖擊試驗(yàn)中吸收的能量很低，在-20℃時(shí)觀察到類似的行為，這種韌性的嚴(yán)重退化歸因于脆性σ相的析出。并且還發(fā)現(xiàn)橫向沖擊能量低于縱向沖擊能量，這是由于裂紋易于長(zhǎng)距離穿過(guò)鐵素體相。 表 2 不同時(shí)效溫度下 850℃老化試樣中 ，α和 相的含量（體積百分比，％） 時(shí)效時(shí)間/分鐘 σ相含量 α相的含量 γ相的含量 0 0 44 56 5 0 43 57 15 2.5 34 63 60 6.0 25 69 表 3 在 850℃下老化 60 分鐘的樣品的相的 EDS 分析（質(zhì)量百分比，％） 相 Si Cr Fe Ni Mo σ 1.33 29.27 55.53 3.14 10。47 γ2 1.02 20.91 68.12 6.36 3.59 表 4 在 850℃老化的樣品的力學(xué)性能 老化時(shí)間/分 鐘 BHN YS/MPa UTS/ MPa TEL/% 0 212 520 770 31。5 5 220 520 775 31 15 225 525 780 30 60 280 536 810 10 圖 2 老化時(shí)間對(duì)鋼的夏比沖擊能量的影響 圖 3 顯示了 SEM 對(duì)不同時(shí)效處理后的沖擊斷口圖。典型的韌性斷裂模式如圖 3 （a）所示，時(shí)效 5 分鐘。 然而，當(dāng)時(shí)效 60 min 時(shí)，斷口表面由小的準(zhǔn)解理面和撕裂邊緣均勻分布，如圖 3（b）所示。由于 相的 TCP 結(jié)構(gòu)，鋼的小變形可能造成轉(zhuǎn)變，形成脆性的 相顆粒微裂紋[12]。由于析出的 小會(huì)損害鋼的韌性，必須采取措施控制其析出。 圖 3 沖擊試驗(yàn)后 850℃，5 分鐘（a）和 60 分鐘（b）老化后的試樣 SEM 照片 35 2.3 耐點(diǎn)蝕性 圖 4 顯示了鋼的陽(yáng)極極化曲線。隨著熱處理的增加，點(diǎn)蝕電位降低并且達(dá)到更 多負(fù)值。圖 4（a）中點(diǎn)蝕電位從 834 mV（熱處理 5 min）負(fù)移到 441 mV（15 min）， 熱處理后的（ 60 分鐘）試樣在 340mV 下遭受損傷，分別顯示負(fù)值變化 393mV 和 101mV。當(dāng)試驗(yàn)溫度升高到 50℃時(shí)，這種綜合性能也在圖 4（b）中被觀察到，但各種老化時(shí)間的試樣曲線 s 比 t 30℃的試樣曲線更復(fù)雜。被動(dòng)的主管道通過(guò)減少點(diǎn)蝕電位而收縮。長(zhǎng)期不適當(dāng)?shù)臒崽幚肀┞秾?dǎo)致的耐腐蝕性的快速惡化可能與在σ相附近區(qū)域中 Cr 和 Mo 的較高消耗有關(guān)。此外，Cr-Mo 耗盡區(qū)鈍化膜的弱點(diǎn)也可能在導(dǎo)致坑引發(fā)的膜破裂中起主要作用[14]。 圖 5 顯示了在 850℃下老化的樣品的點(diǎn)蝕能力，分別在 30℃和 50℃的 NaCl 溶液中浸泡 3.5％。根據(jù)以前的微觀結(jié)構(gòu)分析，在 850℃時(shí)效會(huì)導(dǎo)致雙相不銹鋼在鐵素體相中形成σ相，從而使孔蝕位移至較低的貴金屬值，繼而損害其耐腐蝕性。盡管如此，即使對(duì)于σ相含量最高的試樣（6％，老化 60 分鐘），所有情況下的點(diǎn)蝕電位值仍保持正值。不論老化時(shí)間如何，試驗(yàn)溫度從 30℃增加到 50℃，都可以降低所有試樣的點(diǎn)蝕能力。由于腐蝕速率增加，點(diǎn)蝕開始從 834 mV 到 564 mV（5 min）， 441 m V 到 264 m V（15 min）和 340 mV 到 224 mV（60 min）負(fù)移。參考文獻(xiàn)[15] 指出，溫度的升高促進(jìn)了氧氣的擴(kuò)散，因此可能產(chǎn)生更多的腐蝕細(xì)胞。從圖 5 可以看出，點(diǎn)蝕的溫度和老化時(shí)間在σ相成核的潛伏期期間，顯然將點(diǎn)蝕潛能置換為較不高貴的值，具有協(xié)同作用。在 15 分鐘后，發(fā)現(xiàn)測(cè)試溫度對(duì)于負(fù)面移動(dòng)點(diǎn)蝕潛力的效果比通過(guò)延長(zhǎng)老化持續(xù)時(shí)間造成的效果更大。 圖 4 點(diǎn)蝕電位與 850℃時(shí)效時(shí)間的關(guān)系 圖 5 在 30℃和 50℃下，在 3。5％NaCl 溶液中 850℃時(shí)的點(diǎn)蝕電位與老化持續(xù)時(shí)間的關(guān)系 3 結(jié)論 1) 在 850℃時(shí)效約 15 min 時(shí)，2205 雙相不銹鋼的相界面或鐵素體晶界析出σ相， 進(jìn)一步延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，σ相發(fā)生粗化并生長(zhǎng)為鐵素體相，時(shí)效 60 分鐘時(shí)σ相的最大含量達(dá)到約 6％。 2) 研究結(jié)果表明，隨著 850℃時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度和極限拉伸強(qiáng)度略有提高， 但延伸率和硬度均有明顯的下降。 3) 隨著時(shí)效時(shí)間的增加，2205 鋼的沖擊韌性明顯降低，這是由于σ相的形成和長(zhǎng)大造成的。與縱向沖擊能量相比，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，橫向沖擊功呈現(xiàn)出較低的韌性。 4) 掃描電鏡分析結(jié)果表明，850℃時(shí)效 5?60 min 時(shí)，2205 鋼的沖擊斷口類型由斷裂韌性斷裂改變?yōu)閿嗔秧g脆性斷裂。 5) σ相的形成提高了 2205 雙相不銹鋼對(duì)點(diǎn)蝕的敏感性。在 30℃下進(jìn)行的試驗(yàn)表明， 在 50℃條件下，試樣的點(diǎn)蝕電位降低較大，σ相含量和試驗(yàn)溫度均對(duì)減小氧化成核周期中的點(diǎn)蝕電位具有明顯的作用。但隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)溫度對(duì) 負(fù)電位點(diǎn)蝕電位的影響更大。 38 附錄 2：外文原文 39 41 43