ZA400-560泵体成形工艺设计含6张CAD图.zip
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ZA400-560泵体成形工艺设计含6张CAD图.zip,ZA400,560,成形,工艺,设计,CAD
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附录 2：外文翻译相变及其对 2205 双相不锈钢力学性能和耐点蚀性能的影响摘要研究了相变对 2205 双相不锈钢的力学性能和点蚀性能的影响，850热处理 60 min，试样中相的变化量最大可达 6。结果表明：相显著提高了试样的硬度，降低了试样的冲击韧性，但极限拉伸强度和屈服强度的增加趋势不明显，而总伸长率随时效时间从 5 SEM 观察显微图像分析表明，当试件老化 5-60 分钟时，冲击断口类型由韧性模式变为晶体模式，而且点蚀电位降低的程度与温度密切相关，在较高温度下更显著。在相成核的潜伏期，点腐蚀试验温度和老化时间显然取代了潜在的牵引电位并没有那么高贵的价值。在 15 分钟之后，较高温度比衰老时间更有助于降低点蚀电位。关键词：双相不锈钢;相变;力学性能;点蚀双相不锈钢的高抗腐蚀性和优异的机械性能的结合可以通过它们的化学成分和大致相当的铁素体和奥氏体体积分数的微观结构来解释1。这些比较常见的不锈钢具有几个优点。双相钢的强度是传统奥氏体钢的两倍左右，与铁素体钢相比，具有优越的延展性和可焊性2。它们的铬含量通常高于耐腐蚀奥氏体不锈钢，其钼含量约为镍含量的一半。高铬和钼的组合是实现良好抗氯化物诱导的点蚀和缝隙腐蚀的经济有效的方法。因此，他们通常选择用在局部腐蚀潜在问题的地方，例如在海洋结构，船舶，石油化工厂和油气生产系统中3。然而，由于高温暴露而导致的韧性和耐腐蚀性的恶化是双相不锈钢用户的典型问题4-5。热处理导致一系列的微观结构转变，这些转变发生在铁素体或晶界6，除马氏体外，还形成奥氏体。高水平的元素稳定铁素体，例如作为铬，钼和硅， 可以促进相的形成。是一种硬而脆的中间相，含有铁，铬，钼，并形成不锈钢的铁素体相7。这个阶段可以在凝固过程中形成，随后的热处理、塑性变形或使用过程中的老化，都对双相不锈钢的可加工性和寿命有显着影响8-10。因此，近年来，相吸引了众多研究人员的关注。目前工作的重点是研究 2205 双相不锈钢相的析出对机械性能的影响，并进行了耐点蚀性能的研究。本文进行了微观结构研究，力学性能测试和电化33学腐蚀试验。在老化过程中，在基体中析出的 相等金属间化合物相合理地被忽略，因为与相相比，所有的体积分数都低于相，并且对相的性能影响要小得多11。1 实验测试材料取自在溶液处理条件下供应的热轧双相不锈钢板。为了析出不同数量的相，这些试样在 850进行了不同的热处理。2205 双相不锈钢的化学成分如表 1 所示。表 1测试材料的化学组成（质量百分比，）CCrNiMoSiMnPSNFe0.02521.955.13.10.551.20.0280.0030.015平衡为了表征微观结构，将样品在标准研磨和抛光技术下进行电化学蚀刻，然后使10 Vol / L NaOH 中在 2 V 电压下持续 3 s。制备的样品用 Canon PowershotS70 彩色光学显微镜检查。Q 通过光学显微镜自动图像分析计算机程序进行不同时效时间的微观结构相的定向金相测量。能量色散 X 射线光谱分析（EDS）用来确定化学组成， HB-3000B 硬度计用于测量负荷为2.94104N 的布氏硬度，以及评估时效硬化效果。每个试样至少取 3 个压痕，并报告平均硬度值。硬度测量误差约为记录的布氏硬度值（BHN）的1.5。室温拉伸测试使用计算机控制的 ZDM-50 测试机器以 0.5mm/ min 的横跨速度进行。根据 ASTM 标准（ASTM A370）制备试样，由机器输出确定屈服强度（YS）、极限拉伸强度（UTS）和总伸长率（TEL，）。YS 和 UTS 测量值的误差记为1.5 ，延伸百分率为2.5。仪器化的 Charpy-V 按照 ASTM A370 标准样品制备成 10 mm10 mm55 mm 的标准样品。冲击试验在 20和-20 下进行，使用最大容量为 650J 的 JB-30B 冲击机。在冲击试验之后，通过使用扫描电子显微镜（SEM）观察断裂表面来确定断裂机理（型号：Leo438VP）。在 30和 50条件下，在 3.5的 NaCl 溶液（以质量百分数计）中基于电化学方法进行耐点蚀腐蚀性试验。在测试中采用了具有大表面 Pt 箔作为反电极和饱和甘汞电极（SCE）作为参比电极的常规三电极电池，并且浸泡在电解质中 30 分钟后进行测量。使用所研究的样品的工作电极用金刚砂纸抛光至 1200 格，用酒精除油，在水中冲洗并用热空气干燥。腐蚀行为通过点蚀电位（Ep）的绝对值和极化曲线的形状来评价。2 结果与讨论2.1 微观结构分析图 1 显示了 2205 双相不锈钢试样在 850老化的横向断面的不同老化时间的彩色光学显微组织。图 1（a）显示了老化 5 分钟的样品的微观结构。从图中可以看出， 实现了由体心立方铁素体（基体）和面心立方体奥氏体（二次相）组成的双相组织，没有任何其他的第二相。在图 1（b）中，可以发现沿着 /和/的相界或晶界的窄铁素体区域沉积微小的 相。这些界面作为 相的非均匀析出的优先成核位点是众所周知的。随着老化时间的增加，图 1（c）中观察到的新成形体和原始 相的尺寸都增加， 相增长 s 进入相邻的铁氧体区域。许多研究4-6,12-13已经证明， 相沉淀的机制是在 600至 1000的温度范围内发生的 + 2的共析反应，其中2相被称为二次奥氏体以区分原始奥氏体。通过图像分析确定这些显微组织中的相的百分比，如表 2 所示。铁素体相含量随着 相沉淀的增加而减小，随着 相的增加，表 3 列出了在 EDS 评估的在 850老化 60 分钟的样品中相（ 和2）的组成。图 1 在 850老化 5 min（a），15 min（b）和 60 min（c）的样品的光学显微结构2.2 机械性能表 4 是力学性能的结果，包括硬度值、屈服强度、极限拉伸强度和总伸长率。在 850时效处理过程中的布氏硬度值显示在表 4 中。在一段潜伏期后，硬度随老化时间延长而增加。随着老化时间从 15 分钟增加到 60 分钟，测量的硬度增加。据推测，在老化期间获得的 相的存在导致硬度的显着增加。如图 1（a）至（c）所示， 硬度值与微观组织演变基本一致。显然等温时效时间较长对双相不锈钢的硬化是有效的。表 4 还显示了等温时效后获得的拉伸性能。结果表明，老化时间从 5 分钟延长到 15 分钟，屈服强度和极限拉伸强度略有提高，同时伴随着延伸率的少量降低。时效 15 分钟至 60 分钟，得到显著的延伸率降低。这可能是由于 相的密度增加以及向相的增长所致，如图 1（b）和（c）所示。老化试样在 850时的冲击韧度与钢的夏比冲击能量之间的关系如图 2 所示。在20和-20下测定纵向和横向老化试样的夏比冲击韧度。可以看出，两个方向的韧34性随着老化时间而减少。在 15 分钟内发生韧性的急剧下降，其中冲击能量沿纵向从285J（老化 5 分钟）降低到 228J（老化 15 分钟），并且 210J（老化 5 分钟）到 176J（老化 5 分钟）时效 15 min），由于/ 界面处角铁粒子的析出和铁素体晶粒间的吸引，吸收的能量急剧下降。在 相析出范围（15-60min），冲击试验中吸收的能量很低，在-20时观察到类似的行为，这种韧性的严重退化归因于脆性相的析出。并且还发现横向冲击能量低于纵向冲击能量，这是由于裂纹易于长距离穿过铁素体相。表 2 不同时效温度下 850老化试样中 ，和 相的含量（体积百分比，）时效时间/分钟相含量相的含量相的含量004456504357152.53463606.02569表 3 在 850下老化 60 分钟的样品的相的 EDS 分析（质量百分比，）相SiCrFeNiMo1.3329.2755.533.1410。4721.0220.9168.126.363.59表 4 在 850老化的样品的力学性能老化时间/分钟BHNYS/MPaUTS/ MPaTEL/%021252077031。552205207753115225525780306028053681010图 2 老化时间对钢的夏比冲击能量的影响图 3 显示了 SEM 对不同时效处理后的冲击断口图。典型的韧性断裂模式如图 3（a）所示，时效 5 分钟。 然而，当时效 60 min 时，断口表面由小的准解理面和撕裂边缘均匀分布，如图 3（b）所示。由于 相的 TCP 结构，钢的小变形可能造成转变，形成脆性的 相颗粒微裂纹12。由于析出的 小会损害钢的韧性，必须采取措施控制其析出。图 3 冲击试验后 850，5 分钟（a）和 60 分钟（b）老化后的试样 SEM 照片352.3 耐点蚀性图 4 显示了钢的阳极极化曲线。随着热处理的增加，点蚀电位降低并且达到更多负值。图 4（a）中点蚀电位从 834 mV（热处理 5 min）负移到 441 mV（15 min）， 热处理后的（ 60 分钟）试样在 340mV 下遭受损伤，分别显示负值变化 393mV 和101mV。当试验温度升高到 50时，这种综合性能也在图 4（b）中被观察到，但各种老化时间的试样曲线 s 比 t 30的试样曲线更复杂。被动的主管道通过减少点蚀电位而收缩。长期不适当的热处理暴露导致的耐腐蚀性的快速恶化可能与在相附近区域中 Cr 和 Mo 的较高消耗有关。此外，Cr-Mo 耗尽区钝化膜的弱点也可能在导致坑引发的膜破裂中起主要作用14。图 5 显示了在 850下老化的样品的点蚀能力，分别在 30和 50的 NaCl 溶液中浸泡 3.5。根据以前的微观结构分析，在 850时效会导致双相不锈钢在铁素体相中形成相，从而使孔蚀位移至较低的贵金属值，继而损害其耐腐蚀性。尽管如此，即使对于相含量最高的试样（6，老化 60 分钟），所有情况下的点蚀电位值仍保持正值。不论老化时间如何，试验温度从 30增加到 50，都可以降低所有试样的点蚀能力。由于腐蚀速率增加，点蚀开始从 834 mV 到 564 mV（5 min）， 441 m V 到 264 m V（15 min）和 340 mV 到 224 mV（60 min）负移。参考文献15 指出，温度的升高促进了氧气的扩散，因此可能产生更多的腐蚀细胞。从图 5 可以看出，点蚀的温度和老化时间在相成核的潜伏期期间，显然将点蚀潜能置换为较不高贵的值，具有协同作用。在 15 分钟后，发现测试温度对于负面移动点蚀潜力的效果比通过延长老化持续时间造成的效果更大。图 4 点蚀电位与 850时效时间的关系图 5 在 30和 50下，在 3。5NaCl 溶液中 850时的点蚀电位与老化持续时间的关系3 结论1) 在 850时效约 15 min 时，2205 双相不锈钢的相界面或铁素体晶界析出相， 进一步延长时效时间，相发生粗化并生长为铁素体相，时效 60 分钟时相的最大含量达到约 6。2) 研究结果表明，随着 850时效时间的延长，屈服强度和极限拉伸强度略有提高， 但延伸率和硬度均有明显的下降。3) 随着时效时间的增加，2205 钢的冲击韧性明显降低，这是由于相的形成和长大造
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