12%Cr铁素体不锈钢粗晶区组织转变和晶粒长大及析出相分析

用Gleeble3800热力模拟试验机模拟了12%Cr不锈钢焊接热循环加热过程,利用光学显微镜、场发射扫描电镜及透射电子显微镜研究了其组织转变、晶粒长大规律及析出相.结果表明,加热到900℃以上组织大部分转变为奥氏体,冷却到室温转变为马氏体,1250℃以上奥氏体全部转变为δ铁素体;1 250℃以下晶粒长大缓慢,1 250℃以上,晶粒随峰值温度的提高和保温时间的延长急剧长大.第二相组织的存在有效地抑制了晶粒长大;母材基体中存在大量细小弥散的铌钛复合碳化物.加热到1 350℃以上,这些碳化物迅速溶解到基体中,不能钉扎晶界和抑制晶粒长大.     

不同冷却速度下双相不锈钢δ/γ相变过程的原位观察

利用共聚焦激光扫描显微镜原位观察不同冷却速度下双相不锈钢中高温铁素体（δ）向奥氏体（γ）转变的全过程。结果表明，冷却速度较高时，γ优先在δ晶界上析出并迅速向艿内部长大，其形状以针状为主；冷却速度较低时，γ优先在δ晶界上析出，呈片状，γ端面在向δ内部长大的同时，其侧面也不断长大，相变过程中伴随着δ晶界的迁移。利用固态相变形核理论和扩散控制长大理论分析讨论了不同冷却速度下δ→γ的相变行为。     

双相不锈钢加热过程中γ→δ相变的原位观察

利用共聚焦激光扫描显微镜原位观察不同升温速率下双相不锈钢中奥氏体(γ)向高温铁素体(δ)转变的全过程.结果表明,γ→δ相变存在两种转变机制:即形核-长大机制和相界迁移机制.在升温速率较高的情况下相变以形核-长大为主,在升温速率较低的情况下以相界迁移为主,多数情况下两种转变机制共存.利用固态相变形核理论分析了不同相变机制产生的原因,并通过扩散控制长大理论对δ的长大速度及其影响因素做出探讨.     

高温热处理对节约型2101双相不锈钢组织性能的影响

对节约型2101双相不锈钢连铸坯试样在1180、1200、1220和1240 ℃进行高温热处理,通过光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和显微硬度计等分析了2101双相不锈钢的显微组织、奥氏体含量及其硬度随加热温度和保温时间的变化规律.结果表明:在相同保温时间下,随着温度升高,2101双相不锈钢中奥氏体含量逐渐降低,晶粒逐渐粗化,奥氏体与铁素体的两相硬度差逐渐减小;在1240℃时,铁素体相的晶界及晶界内有大量的脆性相析出;TEM分析表明,这些析出相为六方结构的Cr2N相;在相同的加热温度下,随着保温时间的延长,奥氏体的含量逐渐增加,奥氏体与铁素体的两相硬度差逐渐增加.     

0Cr17Mn14M02N双相不锈钢组织与性能的关系

铸态0Cr17Mn14Mo2N双相不锈钢经过不同温度热处理后,δ-铁素体由枝晶状到长条状再到球状逐渐变化,其分布也由相对集中变得较均匀.当加热温度低于1250℃时,温度越高,δ-铁素体的球化率越高,分布也越均匀.拉伸试验表明在1150℃加热的试样的塑性高于1050℃加热的试样.但在1250℃加热时,微观组织由粗大的等轴状δ-铁素体晶粒及存在于铁素体晶界的针状二次奥氏体组成,塑性低于在1150℃热处理的试样.     

10Ni3MnCuAl钢加热和冷却过程中的显微组织演变

采用高温金相技术,研究了10Ni3Mn Cu Al钢加热至950℃以及保温过程中的显微组织演变行为和其后200℃/min冷速下的马氏体相变行为及其切变特点。结果表明:试验钢在加热到950℃奥氏体化过程中,新的奥氏体晶粒会在原始晶界处和晶内同时形核并长大。随着保温时间的延长,奥氏体晶粒逐渐长大,最终形成平均晶粒尺寸为20μm、大小均匀的晶粒。在其后冷却过程中,试验钢发生马氏体转变,原奥氏体晶粒尺寸不变。     

锻态12%Cr超超临界转子钢的奥氏体晶粒长大行为

通过研究锻态12%Cr超超临界转子钢在不同加热温度和不同保温时间下的奥氏体化过程,并利用线性回归法和Arrhenius模型对奥氏体晶粒长大行为进行分析。结果表明:当奥氏体化温度为1050℃时,晶粒长大缓慢,保温时间对晶粒长大影响不显著;1050~1100℃温度区间内,加热温度对晶粒长大的影响明显高于保温时间;1100~1250℃温度区间内,晶粒长大主要受保温时间的影响。拟合试验结果,得到了锻态12%Cr超超临界转子钢的奥氏体晶粒长大动力学方程。     

含钼复相不锈钢中X-相的形成

17/5/6 Cr-Ni-Mo不锈钢经1100℃水淬后含40%的δ-铁素体。高温保留下来的铁素体极为不稳定,加热至550°—1000℃在δ—铁素体内发生了一系列的变化。δ-铁素体分解产物的性质视加热温度而定,在700°—1000℃主要为X-相,在550°—700℃主要为Fe_3No_3C及(Cr,Fe,Mo)_(23)C_6。X-相形成的形态及其机构亦随加热温度而有所不同。在900°—1000℃δ-铁素体通过共析转变方式分解为X-相及奥氏体γ′δ-共析组织先在γ/δ,δ/δ相界成核然后逐渐向铁素体内部推进。在1000℃粒状的δ-共析组织居多,温度稍低则出现较多的层状组织。在700°—900℃X-相成核后,奥氏体γ′未能及时成核,因而当X-相的沉淀进行到一定阶段后,δ→γ′的转变才开始。在600℃保温观察到在奥氏体基体有马氏体的形成,这个现象可能与碳化物在低温的沉淀有关。     

IN-SITU OBSERVATION OF NUCLEATION AND GROWTH OF HIGH-TEMPERATURE δ PHASE DURING AUSTENITE → FERRITE+LIQUID PHASE TRANSFORMATION IN AN AISI304 STAINLESS STEEL

利用共焦激光扫描显微镜原位观察AISI304不锈钢加热过程中高温占相的形核与生长．结果表明，130m-1400℃之间δ相在，γ晶界处优先析出，而δ相在γ晶粒内“爆炸”形成需在1410℃以上；δ相形成主要受控于Ni原子的扩散；提高升温速率有利于δ晶粒细化，促使δ／γ平界面失稳并出现二次枝晶．δ相析出时以非小平面为主，另可见少量的小平面δ晶体；随着相变进行，小平面状δ相呈现出边缘钝化、向非小平面转变的趋势．利用平直界面稳定临界扰动理论探讨了δ相生长界面失稳的机制，并从结晶动力学对δ相生长方式转变的原因进行了分析．     

THE FORMATION OF CHI PHASE IN A Mo-BEARING STAINLESS STEEL

17/5/6 Cr-Ni-Mo不锈钢经1100℃水淬后含40％的δ-铁素体。高温保留下来的铁素体极为不稳定,加热至550°—1000℃在δ—铁素体内发生了一系列的变化。 δ-铁素体分解产物的性质视加热温度而定,在700°—1000℃主要为X-相,在550°—700℃主要为Fe_3No_3C及(Cr,Fe,Mo)_(23)C_6。 X-相形成的形态及其机构亦随加热温度而有所不同。在900°—1000℃δ-铁素体通过共析转变方式分解为X-相及奥氏体γ′δ-共析组织先在γ/δ,δ/δ相界成核然后逐渐向铁素体内部推进。在1000℃粒状的δ-共析组织居多,温度稍低则出现较多的层状组织。在700°—900℃ X-相成核后,奥氏体γ′未能及时成核,因而当X-相的沉淀进行到一定阶段后,δ→γ′的转变才开始。 在600℃保温观察到在奥氏体基体有马氏体的形成,这个现象可能与碳化物在低温的沉淀有关。     

60Mn3Al3Ni2CrVNb调质型低密度钢奥氏体晶粒长大行为

研究了60Mn3A13Ni2CrVNb调质型低密度钢的奥氏体晶粒长大行为,并分析了析出相对奥氏体晶粒长大行为的影响机理.结果 表明,在不同加热温度下(950～1250℃),随加热温度升高,实验钢的奥氏体晶粒逐渐增大,其中,1100℃以下加热时晶粒生长缓慢,1100℃及以上加热时,晶粒粗化明显,其晶粒粗化温度约为1100℃,此外存在1250℃加热时晶粒再次显著粗化现象.显微组织分析表明碳化铌是影响实验钢奥氏体晶粒长大行为的关键因素,且碳化铌的尺寸具有重要影响,实验钢中存在3种尺寸的碳化铌析出相,分别为小于50 nm、0.2～0.35 iμm、大于1μm.1100℃及以上加热时,尺寸小于50 nm的微小碳化铌析出相固溶,对奥氏体晶界的钉扎作用减弱,是1100℃及以上加热时晶粒粗化的主要原因;1250℃加热时,0.2～0.35 μm的碳化铌析出相固溶,导致1250℃加热时晶粒显著粗化;尺寸大于lμm的碳化铌析出相即使在1250℃保温12 h也难以溶解.     

T22锅炉钢奥氏体晶粒长大和马氏体转变行为的原位观察

采用高温激光共聚焦显微镜(LSCM)对SA213-T22锅炉钢的奥氏体晶粒长大和马氏体转变的动态特性进行了原位观察研究。结果表明:①在950～1 200℃,T22钢的奥氏体平均晶粒尺寸(D)与加热温度(T)之间的定量关系可近似地用Arrhenius方程描述,奥氏体晶界迁移的激活能(Q)约为140. 5 kJ/mol;②奥氏体晶粒通过晶界的迁移和扩张、多个小晶粒合并成一个大晶粒以及分割和吞并邻近晶粒而长大;③马氏体在奥氏体的晶界和晶内形核并迅速长大,计算得出的马氏体板条束的长大速度约为282.7μm/s。     

高强度耐磨钢组织转变的原位观察

为了解钢的组织转变的动态,对主要成分为0.20C、1.36Mn、0.52Si、0.63Cr和0.14Mo(质量分数,%)的高强度耐磨钢试样加热至650℃、750℃、850℃、900℃、978℃和1 186℃随后冷却至600℃、580℃、560℃、550℃、500℃、450℃和350℃时,采用激光共聚焦显微镜进行原位观察。结果表明:在加热过程中,奥氏体的晶界向曲率中心迁移和长大,呈夹角约120°的三叉晶界;在以5℃/s的速度冷却至600℃左右时,贝氏体首先在晶界、夹杂物和位错等处形核,随后在晶内及已形成的贝氏体板条上形核和长大。     

SAF2906双相不锈钢σ析出行为及对超塑性影响

对高温固溶之后的SAF2906双相不锈钢进行时效处理,固溶温度为1200℃,保温时间1h,时效温度为650℃、700℃、750℃、800℃、850℃、900℃和950℃,采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)以及透射电镜(TEM)等方法观察SAF2906双相不锈钢中析出相的形态,用EDS能谱测量析出相中各化学元素的含量,通过恒温拉伸机对试样进行恒温拉伸,分析在不同实验温度下试样伸长率的变化。实验结果表明,在本实验条件下,σ相的析出量随时效温度的升高呈现先增大后减小的趋势,在850℃左右达到最大,SAF2906双相不锈钢中的σ析出相分布规律与同类型双相不锈钢有相似之处,形核位置大部分在α-铁素体内部和γ-奥氏体/α-铁素体两相之间,部分析出相出现在γ-奥氏体内部;σ相在超塑拉伸过程变形后期容易导致断裂,在变形温度为850℃与900℃时,试样伸长率分别可以达到382%和538%,当温度为950℃时,随着保温时间的延长,σ相在试样中的比例不断下降,同时试样伸长率不断上升,当保温时间长于5min,σ相比例下降到5%以下,此时伸长率可达1000%。     

Al对IN718合金拉伸性能及稳定性的影响

Al对IN718合金拉伸性能及其稳定性影响的研究结果表明,在标准热处理状态下,Al增加合金中γ"和γ'相析出总量,提高合金室温和680℃的抗拉伸强度,但Al抑制晶界δ相析出,促进Laves相、M7C3相和σ相等在晶界析出,恶化合金的拉伸塑性.经680℃长期时效以后,γ"和γ'相粒子长大,其中高Al合金中析出的γ"/γ'"包覆组织"的长大速率比常规合金中的γ"相小,但两者拉伸强度下降的速度基本相同;合金晶界状态恶化,使室温拉伸塑性明显降低;强化相粒子长大,合金基体的高温强度降低,使680℃拉伸塑性升高.     

SAF2906双相不锈钢σ相析出行为及对超塑性影响

对高温固溶后的SAF2906双相不锈钢进行时效处理,固溶温度为1 200℃,保温时间1h,时效温度为650℃、700℃、750℃、800℃、850℃、900℃、950℃,采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)以及透射电镜(TEM)等方法观察SAF2906双相不锈钢中析出相的形态,采用EDS能谱测量析出相中各化学元素的含量,通过恒温拉伸机对试样进行恒温拉伸,分析在不同实验温度下试样伸长率的变化。结果表明,在本实验条件下σ相的析出量随时效温度的升高先增大后减小,在约850℃达到最大,SAF2906双相不锈钢中的σ析出相分布规律与同类型双相不锈钢相比有相似之处,形核位置大部分出现在α-铁素体内部和γ-奥氏体/α-铁素体两相之间,但有部分析出相出现在γ-奥氏体内部;σ相在超塑拉伸过程变形后期容易导致断裂,在变形温度为850℃与900℃时,试样伸长率分别可以达到382%和538%,当温度为950℃时,随着保温时间的延长,σ相在试样中的比例不断下降,同时试样伸长率不断上升,当保温时间达到5min时,σ相比例5%,此时伸长率可达1 000%。     

S355J2微合金结构钢奥氏体晶粒长大的热模拟研究

通过热模拟和热处理试验研究了欧标S355J2微合金结构钢奥氏体晶粒的长大规律。热模拟焊接的试验结果表明,当峰值加热温度低于1250℃时,S355J2钢焊接热影响区(HAZ)奥氏体晶粒较细小,并随着保温时间的延长而不断长大;当峰值加热温度高于1250℃时,奥氏体晶粒急剧长大,长大幅度随着保温时间的延长而减小。热处理试验结果为,在低于1050℃加热时,S355J2钢奥氏体晶粒较细小,并且随着保温时间的延长奥氏体晶粒长大不明显;当加热温度高于1200℃时,奥氏体晶粒急剧长大,并且随着保温时间的延长长大幅度较大。     

一种第三代镍基单晶高温合金的DTA实验研究

采用差热分析方法(DTA)和熔体超温处理技术,研究熔体过热温度对一种第三代镍基单晶高温合金凝固特性及组织的影响。结果表明:当熔体过热温度从1450℃提高到1500℃时,形核过冷度与结晶温度间隔变化不明显,γ相在一个较宽的温度范围内形核生长;而当熔体过热到1580℃时,形核过冷度急剧增大,结晶温度间隔显著减小,γ相形核生长温度范围减小,γ/γ′共晶组织析出减少,γ′相的析出温度较熔体过热到1450℃条件下升高了9℃;当熔体过热温度进一步升高到1650℃时,形核过冷度略有减小,结晶温度间隔稍有增大。当熔体超温处理温度由1500℃提高到1580℃时,枝晶组织明显细化,而进一步提高熔体超温处理温度至1650℃时,枝晶组织反而略有粗化。熔体过热温度使熔体结构发生改变,从而对合金的凝固特性及组织产生影响。     

高强管线钢焊接临界再热粗晶区中逆转奥氏体的逆相变晶体学

利用Gleeble热模拟以及电子背散射衍射(EBSD)技术,研究了高强管线钢焊接临界再热粗晶区(ICCGHAZ)中逆转奥氏体(γr)在不同第二道次峰值温度(760、800和840℃)下的逆相变规律及其晶体学关系.结果表明,在3个峰值温度下形成的γr体积分数依次为4.1％、8.9％和25.2％,γr优先在第一道次粗晶区的原奥氏体晶界(PAGB)处形核,其次是原奥氏体晶粒(γp)内板条束(block)的交界处.在极快的焊接加热速率下,γr倾向于以块状形式长大.晶体学研究表明,γr在PAGB处的逆相变不是自由形核,而是依托于PAGB一侧γp的晶体学取向按照近似K-S关系通过逆相变而形成,而与另一侧的γp没有确定的晶体学关系.第二道次峰值温度较低(760℃)时,γr在PAGB处形核后向非K-S关系一侧的晶粒内部长大,γr呈链状分布于PAGB处.随峰值温度的升高(800和840℃),γr向PAGB两侧同时生长.分析表明,γr在第二道次加热过程中的逆相变行为对其在后续冷却过程中的相变过程、终态组织及其韧性等有重要影响.     

固溶处理对热变形Haynes230奥氏体晶粒长大的影响

研究了固溶温度和保温时间对热变形Haynes230奥氏体γ基体相晶粒长大的影响.结果表明:在1200～1250℃固溶处理时,合金的晶粒长大明显,晶粒长大动力学指数为0.112～0.361,随着固溶温度的升高,晶粒长大动力学指数降低.当固溶时间为1h,在1100～1200℃固溶处理时,晶粒长大较慢;在1200～1250℃范围内,晶粒长大较快;在1250～1310℃温度区间,晶粒长大由于碳化物的阻碍作用而变缓.晶粒长大的表观激活能为310.79 KJ/mol.