固溶处理温度对2507超级双相不锈钢相比例及力学性能的影响

利用拉伸试验机,光学显微镜,扫描电镜等测试手段,研究了SAF 2507超级双相不锈钢棒材不同温度固溶处理后的组织和力学性能的演变规律。结果表明:固溶处理后的显微组织均由α铁素体和γ奥氏体组成,经1050～1175℃固溶处理时,铁素体和奥氏体的两相比例(α/γ)呈线性关系缓慢增加,随着固溶处理温度的继续升高,则α/γ比值急剧增大。拉伸断口整体上表现为延性断裂,温度超过1200℃时,断口呈现出韧窝断裂和解理断裂的混合断裂模式;在1150℃时,钢的屈服强度、抗拉强度达到最大值,R_(p0. 2)和R_m分别为620 MPa和830 MPa,从力学性能角度考虑,在1100～1150℃固溶处理时,可获得最佳的力学性能。     

铸态合金Ni68Cu28Al热变形行为及有限元模拟

利用Gleeble3500热模拟试验机,在变形温度1000~1150 ℃,应变速率为0.01~10 s^-1时对铸态Ni68Cu28Al合金进行热压缩模拟。分析了合金在不同条件下的流变应力曲线;建立了描述该合金高温压缩变形的本构方程;将本构方程应用于有限元分析软件DEFORM 3D中,并对合金热压缩过程进行数值模拟,分析工件内部的应变速率场、应变场和温度场变化。结果表明,铸态Ni68Cu28Al合金变形过程中的硬化效果非常大,动态回复和动态再结晶引起的软化作用不明显;变形过程材料未完全再结晶;合金热压缩过程具有明显的变形不均匀性。综合考虑,铸态Ni68Cu28Al 合金最佳加工温度控制在1000~1100 ℃,应变速率0.01 s^-1左右。     

Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢的高温力学性能

采用Gleeble-2000热模拟试验机对Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢进行高温拉伸试验,利用扫描电镜-能谱仪对拉伸试样断口形貌及断口附近的显微组织进行观察,用Thermo-Calc软件计算试验钢的相变及析出相,研究了Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢的高温力学性能。结果表明,试验钢的第Ⅰ脆性区＞1200 ℃,第Ⅲ脆性区为850~950 ℃,未出现第Ⅱ脆性区,第Ⅰ脆性区的出现主要是在加热过程中试验钢由γ奥氏体向δ铁素体转变引起的,第Ⅲ脆性区的出现是因为沿晶析出M₂₃C₆、M₂(C, N)等硬脆相引起的;试验钢的抗拉强度随着拉伸温度升高而降低,断面收缩率在1000~1200 ℃温度范围内逐渐增大并表现出极佳的热塑性,断面收缩率均在70%以上,温度超过1200 ℃后断面收缩率急剧下降;Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢的热锻温度应选择在1000~1150 ℃之间,在此温度范围内试验钢的断面收缩率均在70%以上,并且可以避开第Ⅰ与第Ⅲ脆性区。     

辅助类Fenton体系催化剂的研究进展

为了解决印染废水问题,综述了负载型催化剂、铁矿型催化剂、铁化合物型催化剂构建辅助类Fenton体系降解废水。     

无磁钻铤用Cr-Mn-Ni-N系高氮钢平衡凝固相变与析出行为

借助Thermo-Calc软件对无磁钻铤用Fe-(15~25)Cr-(15~25)Mn-(0~5)Ni-(0~1)Mo-(0~1)N-(0~0.8)C多元系高氮钢在凝固和冷却过程中的相变及析出行为进行研究。使用Thermo-Calc软件中的TCFE9数据库对该钢相图的垂直截面图进行计算,分析了Cr、Mn、Ni、Mo、N及C元素对无磁钻铤用高氮钢凝固及冷却过程中相变的影响,并得到了平衡凝固相变路径图。结果表明,增加Cr、Mn含量可显著提高合金中氮的溶解度,Mo元素可以微弱提高氮的溶解度,Ni、C元素显著降低氮的溶解度。Ni、C和N含量提高可扩大单相奥氏体相区,具有稳定奥氏体的作用,Cr、Mo与Mn元素缩小单相奥氏体相区,具有稳定铁素体的作用。N元素可以促进M₂(C,N)相析出,使M₂₃C₆相析出受到抑制。Cr、Mn元素可以促进Sigma相析出,C、N元素抑制Sigma相析出。M₂₃C₆相的析出主要受C含量的影响,随着C含量的升高,M₂₃C₆相的析出温度显著升高。     

非均相类Fenton体系中降解水中染料的固体催化剂研究进展

染料废水成分复杂、毒性大,其排放所造成的环境污染问题亟待解决。Fenton作为一种高效且操作简单的高级氧化技术已经被用于染料的降解中,但传统均相Fenton技术存在pH范围窄、大量铁泥污染等问题。为了解决上述问题,研究具有高催化活性、稳定性、可回收利用,且可适用较宽pH范围的固体催化剂代替Fe~(2+),综述了固体催化剂(负载型催化剂、铁矿型催化剂、铁化合物型催化剂)降解水中染料的应用及研究进展,提出铁化合物型催化剂中水滑石型催化剂和金属酸根型催化剂的应用是未来的研究方向。     

Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的平衡凝固相变与MnS析出行为

采用Thermo-Calc热力学软件对Y12Cr18Ni9Cu易切削钢在500～1800℃的析出相进行了热力学计算并得到了平衡凝固相变路径图。结果表明,Y12Cr18Ni9Cu易切削钢的平衡相主要有MnS、液相、δ-铁素体、奥氏体、M₂₃C₆、M₂(C,N)、σ相。平衡凝固和冷却相变路径：液相→液相+MnS→液相+δ-铁素体+MnS→液相+δ-铁素体+MnS+奥氏体→δ-铁素体+MnS+奥氏体→MnS+奥氏体→MnS+M₂₃C₆+奥氏体→MnS+M₂₃C₆+奥氏体+M₂(C, N)→MnS+M₂₃C₆+σ相+奥氏体+M₂(C, N)。随着S含量增加,MnS的析出量逐渐增加,析出温度也逐渐升高,Mn含量变化对MnS相的析出量几乎没有影响,但Mn含量增加会使MnS析出温度升高。Y12Cr18Ni9Cu易切削钢中的硫化物呈球形、椭球形、纺锤形或短棒状并以...     

无磁钻铤用0Cr19Mn21Ni2N高氮钢的高温塑性变形行为

采用Gleeble-2000热模拟试验机对无磁钻铤用0Cr19Mn21Ni2N高氮奥氏体不锈钢进行高温拉伸试验,用扫描电镜和能谱仪对拉伸试样断口及断口附近的组织进行分析,用Thermo-Calc软件计算试验钢的相变及析出相,研究了0Cr19Mn21Ni2N高氮奥氏体不锈钢的高温塑性变形行为。结果表明,试验钢的第Ⅰ脆性区＞1150 ℃,第Ⅲ脆性区为800~950 ℃,未出现第Ⅱ脆性区。第Ⅰ脆性区的出现主要是在加热过程中试验钢由奥氏体向δ铁素体转变引起的,第Ⅲ脆性区的出现是因为M₂(C, N)析出相及Al₂O₃夹杂物引起的。试验钢的高温抗拉强度随温度升高而逐渐降低,断面收缩率在1000~1150 ℃温度范围内表现出极佳的热塑性,温度超过1150 ℃后断面收缩率逐渐下降,因此0Cr19Mn21Ni2N高氮奥氏体不锈钢的热锻温度应选择在1000~1150 ℃之间,在此温度范围内断面收缩率均在73%以上,并且可以避开第Ⅰ与第Ⅲ脆性区。     

2507超级双相不锈钢中σ相的析出行为

利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、电化学工作站等试验及手段,研究了2507(S32750)超级双相不锈钢经700～1000 ℃时效不同时间后σ相的析出规律及其对冲击性能和腐蚀性能的影响规律。结果表明:σ相析出速度很快,析出量随时效时间的延长先增加后逐步减少,在850~900 ℃时效后σ相的析出量最大。σ相的析出严重降低材料的冲击及腐蚀性能,建议时效温度不低于950 ℃。     

固溶处理对53Cr21Mn9Ni4N耐热钢组织及碳化物的影响

利用FactSage软件中的FSstel数据库对53Cr21Mn9Ni4N耐热钢的相图进行计算,分析了氮元素对凝固及冷却过程中相变及析出相的影响,得到了53Cr21Mn9Ni4N耐热钢平衡凝固及冷却相变路径图,并用OM、SEM、XRD、EDS等对53Cr21Mn9Ni4N耐热钢在1200 ℃固溶3、10、20、40和60 min后的显微组织及碳化物演变规律进行了研究。结果表明,53Cr21Mn9Ni4N耐热钢由1600 ℃平衡冷却至300 ℃的过程中完整的平衡相变路径为:液相+气体→液相→液相+δ铁素体→液相+δ铁素体+奥氏体→液相+奥氏体→奥氏体→奥氏体+M₂₃C₆→奥氏体+M₂(C,N)+M₂₃C₆→奥氏体+M₂(C,N)+M₂₃C₆+α铁素体→奥氏体+M₂(C,N)+M₂₃C₆+α铁素体+σ相。M₂₃C₆的析出温度随着氮含量的增加而降低,M₂(C,N)的析出物温度随着氮含量的增加而升高,M₂₃C₆会因M₂(C,N)的析出受到抑制。53Cr21Mn9Ni4N耐热钢的铸态组织非常不均匀,奥氏体呈树枝晶状生长,枝晶间析出大量层片状碳化物。随着固溶时间的增加,分布在枝晶间的层片状碳化物逐渐变成块状及短棒状,碳化物的数量逐渐减少,粗壮的树枝晶也逐渐变得细小。53Cr21Mn9Ni4N耐热钢在1200 ℃固溶后的组织及碳化物均得到明显改善。