Nb-V-Ti和V-Ti微合金钢中碳氮化物的回溶行为

采用TEM和EDX技术,研究了低碳微合金钢中Nb,V,Ti的碳氮化物在不同温度保温后的回溶行为.结果表明,Nb-V-Ti微合金钢中存在尺寸明显不同的两类析出,较大的析出颗粒平均尺寸在80 nm以上,其心部为(Nb,V,Ti)(C,N),而边部为(Nb,Ti)(C,N),较小的析出颗粒平均尺寸在20 nm以下,其类型为(Nb,Ti)(C,N).两类析出物中Nb/Ti原子比均随回溶温度的升高而减小.V-Ti微合金钢中,Ti的存在对V的回溶具有拖曳作用,提高了V的碳氮化物的热稳定性.Nb-V-Ti微合金钢中,由于Nb,V,Ti之间综合作用,使得析出相中V具有更高的热稳定性.     

V-Ti复合微合金化N80非调质油套管钢碳氮化物析出热力学研究

基于规则溶液的双亚点阵模型建立了V-Ti复合微合金化N80非调质油套管钢中复合碳氮化物(V_x,Ti_(1-x))(C_yN_(1-y))的析出热力学模型,计算了不同温度(750~1500℃)下N80钢中碳氮化物析出相的体积分数、奥氏体及析出相的化学成分。结果表明,复合碳氮化物(V_x,Ti_(1-x))(C_yN_(1-y))的析出开始温度为1470℃,最大析出量可达到2.0×10~(-4)。微合金元素的析出次序是TiN→(TiV)(CN)→VC,在高温阶段的析出相主要以富Ti微量V的氮化物为主,而在低温阶段析出相主要以富V复合碳化物为主。     

微合金钢碳、氮化物平衡析出温度的迭代计算

考虑了整个沉淀析出过程中元素固溶量所发生的变化，首次采用迭代法计算微合金钢中碳、氮化物的平衡析出温度，因此理论上比以往直接把钢中固有成分代入固溶度积公式来估算各相的析出温度更为准确。对指定V-Ti微合金钢中碳、氮化物平衡析出温度的迭代计算表明，作为阻止晶粒长大和沉淀强化的第二相，TiN、AlN、VN及VC的平衡析出温度分别为1713℃、1102．8℃、982．2℃及891℃。     

复合微合金化高强度低合金钢奥氏体相中碳氮化物析出热力学数值模拟

基于多元第二相固溶析出理论开发了定量计算复合微合金化高强度低合金(HSLA)钢奥氏体相中碳氮化物析出热力学数值模拟计算模型.采用所开发的模型,模拟了奥氏体中多元碳氮化物和AlN相互作用时的析出开始温度,对不同奥氏体化温度下及不同化学成分的C-Nb-V-Ti-Al-N体系的微合金钢的奥氏体平衡成分、碳氮析出物成分和摩尔分数等进行了模拟和分析.     

温度和形变对V-Ti微合金钢中碳氮化物溶解与析出的影响

针对V-Ti微合金钢,采用透射电镜分析了不同加热温度下微合金碳氮化物的溶解,未形变与形变奥氏体在不同冷却温度下碳氮化物的析出.结果表明,钒的碳氮化物在860～900℃时大量溶解,钛的碳氮化物在900℃以上逐渐溶解：随着冷却温度的逐渐降低,析出相逐渐增多、尺寸减小,在1200～950℃时主要是微合金元素钛的碳氮化物析出;奥氏体区的高温形变促进微合金碳氮化物的析出,使奥氏体内的析出量增多、尺寸细小.     

温度和形变对V-Ti微合金钢中碳氮化物溶解与析出的影响

针对V-Ti微合金钢,采用透射电镜分析了不同加热温度下微合金碳氮化物的溶解,未形变与形变奥氏体在不同冷却温度下碳氮化物的析出。结果表明,钒的碳氮化物在860￣900℃时大量溶解,钛的碳氮化物在900℃以上逐渐溶解;随着冷却温度的逐渐降低,析出相逐渐增多、尺寸减小,在1200￣950℃时主要是微合金元素钛的碳氮化物析出;奥氏体区的高温形变促进微合金碳氮化物的析出,使奥氏体内的析出量增多、尺寸细小。     

Nb-Ti微合金钢中第二相的溶解行为

利用碳萃取复型、TEM和EDX分析,研究了低碳Nb-Ti微合金钢在1 300℃等温过程中第二相粒子的溶解行为。实验结果表明:钢中有两类尺度存在显著差异的析出颗粒,其一为尺寸在50 nm以上的富钛相(生成于钢液凝固阶段),其二为尺寸小于20 nm的富铌相(形成于奥氏体变形过程)。在1 300℃保温2 h后,应变诱导析出相基本消失,而凝固过程中形成的析出相在保温48 h后,还存在含Nb的(Nb,Ti)(C,N)复合相。在微合金钢中含Ti的情况下,碳氮化物的稳定性大幅提高。这些结果表明,析出相的形成和热稳定性在很大程度上取决于Nb和Ti原子的相互作用。     

超低碳微合金钢中碳氮化物的溶解行为

利用萃取复型,结合TEM和EDX技术,研究了超低碳Nb-Ti微合金钢中析出相粒子在1300℃保温后的回溶行为.结果表明,基体中存在两类析出相:一类为凝固过程中形成的比较粗大的析出相,另一类为应变诱导下产生的析出相,尺寸比较细小.凝固过程中形成的析出相中富Ti,应变诱导下的细小析出相富Nb.在1300℃回溶时应变诱导析出相不稳定,2h后基本不存在,而凝固过程中形成的析出相在回溶48 h后,还存在含Nb的(Nb,Ti)(C,N)复合相.在钢中含Ti的情况下,Nb碳氮化物的稳定性大幅提高.     

终锻温度对Nb-V-Ti微合金非调质钢显微组织和冲击韧性的影响

对比研究了经控锻-控冷处理的V-Ti和Nb-V-Ti微合金非调质钢的显微组织和力学性能。结果表明,Nb-V-Ti复合微合金化和控锻-控冷处理能有效细化组织,改善珠光体形态,促进V(C,N)相析出,提高非调质钢的冲击韧性。添加Nb显著提高抗奥氏体晶粒粗化温度,使细小碳氮化物弥散分布。与传统控锻-控冷工艺相比,850~900℃再结晶-未再结晶控锻-控冷工艺,使珠光体片碎化及部分球化,是导致V-Nb-Ti非调质钢冲击韧性提高的主要原因。     

V-N微合金化CrSiMn系低合金铸钢中的析出行为

利用JMatPro热力学模拟软件对V-N微合金化CrSiMn系低合金铸钢进行了计算,得到了不同V含量铸钢的平衡相组成,着重研究了平衡状态下各析出相的析出行为。结果表明,在加热过程中,V含量的增加将增大铁素体向奥氏体的转变阻力;V含量对微合金化渗碳体及M₇C₃型碳化物的析出行为影响不大;V含量对氮化物及碳氮化物的析出有较大影响,当V含量由0增加至0.18%(质量分数)时,氮化物及碳氮化物的初始析出温度由734.2 ℃提升至1133.93 ℃,最大析出量(质量分数)由0.07%提升至0.24%。     

一种微合金化0Cr13Ni4Mo不锈钢的相图及临界转变温度研究

用热力学计算结合示差量热分析(DSC)方法研究了一种水轮机叶片用V、N微合金化CrNiMo不锈钢的相图及临界转变温度,获得了该钢的伪二元平衡相图、平衡条件下各相的摩尔分数与温度的关系曲线。该钢的Ac1和Ac3温度分别为580℃和730℃,VN的析出温度为1 010℃。     

淬火温度对Nb微合金化齿轮钢18CrNiMo7-6组织演变及力学性能的影响

通过Thermo-calc热力学计算软件、扫描电镜、光学显微镜、冲击试验及拉伸试验等,研究了淬火温度对Nb微合金化齿轮钢18CrNiMo7-6组织及力学性能的影响。结果表明:随着淬火温度的升高,Nb微合金化齿轮奥氏体平均晶粒尺寸增加,但保持在20 μm 以下,晶界稳定性较高;根据Thermo-calc热力学计算结果可知,主要存在的碳氮化物为Cr₇C₃、Cr₂₃C₆、NbC以及AlN,其中Cr₇C₃、Cr₂₃C₆固溶温度较低,分别为730 ℃和749 ℃,NbC、AlN固溶温度较高,分别为1180 ℃和1070 ℃,NbC和AlN为主要钉扎晶界、细化晶粒的碳氮化物;NbC中存在少量的N元素,在一定温度下,NbC有向Nb(C,N)转变的趋势。随着淬火温度的升高,屈服强度呈降低趋势,抗拉强度在860 ℃出现平台,冲击性能先升高后降低。含Nb齿轮钢18CrNiMo7-6具有较宽的工艺设计窗口,最佳热处理工艺为860 ℃淬火+180 ℃低温回火,此时抗拉强度为1455 MPa,屈服强度为1229 MPa,冲击吸收能量为100 J,硬度约为44 HRC。     

变形Nb-Mo钢中碳氮化物在奥氏体中的析出

采用应力松弛法研究了变形量对含Nb-Mo钢中碳氮化物析出开始时间Ps的影响。结果表明:变形量越大,Ps越小;变形量为10%和15%时,最快析出温度均在875℃左右;Ps分别为6.6 s和6.2 s。预应变较小时Ps对温度变化比较敏感。通过扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和透射电镜(TEM)对不同温度下的析出相进行了分析。结果表明:变形奥氏体中的碳氮化物主要沿晶界和位错析出,温度较低时有少量在晶内析出。     

球化温度对4Cr5Mo2V热作模具钢组织和性能的影响

采用光学显微镜和扫描电镜观察了4Cr5Mo2V钢在不同球化温度退火过程中的显微组织变化,利用图像处理软件Image Pro Plus定量分析了碳化物的数量、平均粒径及体积分数,进而研究了球化退火对4Cr5Mo2V钢淬回火状态下力学性能的影响。结果表明,当球化温度在820~900 ℃时,碳化物的单位面积个数、体积分数和平均粒径分别在(10.0~14.0)×10⁸ cm^-2、8.0%~10.0%和0.30~0.43 μm之间。球化温度为840 ℃时,可有效消除不均匀退火组织,碳化物平均粒径为0.31 μm;其室温冲击吸收能量为392 J,具备良好的力学性能。     

添加KNN和BBS对BaTiO3陶瓷微结构和介电性能的影响

采用固相法制备添加K0.5Na0.5NbO3(KNN)和BBS玻璃(BBS)的BaTiO3电容器陶瓷。借助X射线衍射仪、扫描电镜和阻抗分析仪研究掺杂对晶体结构、微观组织及介电性能的影响。结果表明:单独添加KNN的样品呈单一的钙钛矿结构。随KNN的增加,陶瓷样品高温端的电容变化率减小。掺杂3%~5%KNN(摩尔分数)陶瓷满足X7R特性。掺杂1%BBS(质量分数)对含3%KNN(摩尔分数)陶瓷的晶体结构无影响。BBS超过3%(质量分数)时,有第二相Bi4B2O9和BaTi5O11生成。1 100℃烧结掺杂3%BBS(质量分数)和1%KNN(摩尔分数)的BaTiO3陶瓷具有中等介电常数(1 045),低的介电损耗(0.74%)和较高的体积电阻率(5.5×1011.cm),在55、125和150℃的电容变化率分别为6.6%、1.7%和13.2%,有望用于中温制备的X8R型多层陶瓷电容器。     

含锡取向硅钢高温二次再结晶退火过程中抑制剂的析出特点

采用透射电镜研究了含锡取向硅钢高温二次再结晶退火过程中抑制剂的析出行为,分析了抑制剂对初次再结晶的抑制作用。结果表明,析出物除了常规的AlN和MnS外,还有少量Sn单质;其中AlN和MnS相是主要抑制剂,具有强烈的抑制作用;少量Sn相起辅助抑制作用,控制析出物AlN的尺寸和数量,有助于主抑制剂的弥散分布。抑制剂在600~700 ℃时开始析出长大,900 ℃显著长大,1020 ℃平均尺寸达到最大值;抑制剂的尺寸随退火温度升高而增大,体积分数、分布密度则先增大后减少。当退火温度达到1000 ℃时,析出物平均粒径约50.3 nm,体积分数最大约3.81%,分布密度约5.9×10¹⁴ 个/cm³。根据试验和Zener因子综合判定抑制力,Zener因子随退火温度升高而增加,在900 ℃达到最大139,析出物分布密度达到最大8.9×10¹⁴个/cm³;在1020 ℃时,Zener因子几乎为零,完成二次再结晶过程。     

钒微合金钢的高温力学性能分析

针对V微合金化高强异型钢在轧制过程中易出现翼缘裂边的情况，采用Gleeble 3800热模拟试验机对V质量分数为0.060%～0.080%的连铸坯试样在应变速率为1×10^-3 s^-1的试验条件下进行了700~950 ℃高温拉伸试验。通过对高温拉伸试样断口形貌、断面收缩率、抗拉强度及应力-应变曲线等的分析，得出试验钢的第III脆性温度区为750~875 ℃，不同变形温度下应力-应变曲线均表现为动态回复，并且随着变形温度的升高，曲线向下向左移动，最大应力对应的应变逐渐降低。因此，连铸生产时应优化配水模型，连铸坯入矫直机温度为900～950 ℃，以保证铸坯良好的表面质量。     

固溶处理对新型镍钴基高温合金显微组织及力学性能的影响

采用OM、SEM和拉伸试验等研究了固溶温度和固溶时间对新型镍钴基高温合金组织及力学性能的影响。结果表明,晶粒尺寸变化与一次γ′相含量变化一致,固溶温度低于1110℃时,随着固溶温度升高或固溶时间延长,残留的一次γ′相钉扎晶界,晶粒尺寸增加较缓。固溶温度为1110℃时,延长固溶时间至4 h时,一次γ′相基本回溶,晶粒尺寸迅速增加,进一步延长固溶时间至6 h时,晶粒尺寸增加减缓,即合金中一次γ′相的全溶温度为1110℃。合金在1100℃固溶4 h和双级时效处理(670℃×24 h,空冷+780℃×16 h,空冷)后的抗拉强度和屈服强度达到最大值,分别为1584 MPa和1104 MPa。因此,合金的固溶温度宜选取为1100℃,固溶时间宜选取为4 h。     

中锰钢ART工艺C、Mn元素配分的热力学研究

利用Thermo-Calc软件对0.1C-7.2Mn中锰钢奥氏体逆转变 (Austenite reverted transformation,ART)过程中C、Mn元素配分的热力学过程进行模拟,并根据结果进行了ART工艺的热处理试验。热力学计算和试验结果表明,当退火温度为640 ℃时,C、Mn在奥氏体中含量均高于680 ℃时的含量,在配分初始阶段,C在奥氏体中的质量分数迅速达到最高点0.87%,在由Mn元素控制界面移动的过程中,Mn在奥氏体中的质量分数接近10%;C原子配分控制的界面移动平均速率达2.5×10^-4 m·s^-1,主导的界面迁移占总迁移距离的46.9%;而由Mn元素配分控制的界面移动速率仅为2.5×10^-12 m·s^-1,迁移距离占总迁移距离的53.1%;当试样在640 ℃保温30 min时,残留奥氏体的体积分数达到36.5%,抗拉强度为1041 MPa,并且强塑积达到24.36 GPa·%。     

双重退火工艺对TC21钛合金力学性能和断口形貌的影响

利用光学金相、扫描电镜以及拉伸、冲击、断裂韧性试验等手段研究了不同双重退火工艺对TC21钛合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:第一次退火温度一定时,随着第二次退火温度的上升,试样中块状α相更易于形成;第二次退火温度一定时,随着第一次退火温度的上升,试样中形成大块α相的概率变小;TC21钛合金的断面收缩率对不同双重退火工艺最为敏感;900 ℃×2 h+500 ℃×4 h双重退火工艺下制备的试样具有弯折的粗大条状α相及最大的冲击吸收能量;950 ℃×2 h+590 ℃×4 h双重退火工艺下制备的试样能在裂纹扩展中吸收最多的能量,具有最高的断裂韧性。