Nb-Ti微合金化超低碳低合金高强度钢中第二相的析出行为

研究了Nb-Ti微合金化超低碳低合金高强钢在控轧控冷及回火过程中含Nb和Ti相的析出行为及其与硬度的关系.结果表明,Nb-Ti微合金化超低碳低合金高强钢在控轧控冷驰豫过程及随后的回火过程中均有第二相析出,在变形过程中Nb(CxNy)相析出颗粒更为细小,在回火过程中Nb(CxNy)依附于TiN形核长大,600 ℃回火2 h后其硬度高于其它温度回火后的硬度.     

复合析出强化超高强度钢20Co14Ni12Cr2MoAl的动态再结晶行为

通过Gleeble-3800热力模拟试验机采用高温轴向压缩试验,在温度为850~1150℃,应变速率为0.01~10 s~(-1)的条件下,对一种碳化物和金属间化合物复合析出硬化超高强度20Co14Ni12Cr2Mo Al钢的高温变形及动态再结晶行为进行了研究。结果表明,试验钢流变应力和峰值应变随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小;随着变形速率的提高,其发生完全动态再结晶的温度也逐渐升高。当变形速率为10 s~(-1)时,其变形温度高于1050℃,才能发生完全动态再结晶;完全动态再结晶晶粒的平均尺寸随着Zener-Hollomon参数的增加而减小,试验钢完全动态再结晶晶粒尺寸与Z参数之间的关系模型为:D_(DRX)=2.644×10~4·Z~(-0.119),并建立了该钢的动态再结晶状态图;试验钢的热变形激活能Q值为449.20 k J/mol。     

高强度管线钢中沉淀相的析出行为研究

利用TEM电镜的STEM模式采用萃取复型的方法研究了高强度管线钢中沉淀相的析出行为.结果表明,钢中的沉淀相主要为球形的(Nb,Ti)C,同时含有少量的四方形TiN,大部分沉淀相为复合型析出,沉淀相尺寸均小于50nm,主要集中在10～20 nm.     

超超临界锅炉用HR3C钢的σ相析出行为研究

利用OM,SEM和TEM研究了一种超超临界用HR3C钢在700和750℃长期时效至2000 h过程中σ相的析出行为,借助相计算方法探究了影响σ相析出的因素.结果表明,HR3C钢在700和750℃时效1000 h就有不规则块状第二相在晶界析出,且随时效时间延长而增多和粗化;EDS分析表明该相主要含Fe和Cr,结合SAED的分析结果最终确定其为σ-FeCr金属间化合物;通过相计算方法对初始态HR3C钢进行分析认为,显微组织或相结构等差异可能是影响后续σ相析出行为的原因.     

2000 MPa级低成本复合强化超高强度钢的二次硬化行为

采用SEM、HRTEM等试验方法,对2000 MPa级低成本复合强化超高强度AIR0509钢的二次硬化行为进行了研究,并与目前广泛应用于航空领域的AerMet100钢进行了对比。试验结果表明:试验钢具有明显的二次硬化现象,在535 ℃回火4 h时达到最佳强韧性配合,室温抗拉强度、屈服强度以及U型缺口冲击吸收能量分别为2020 MPa、1780 MPa和68 J,同淬火态相比屈服强度提高了480 MPa,这是由析出的复合强化相碳化物M₂C与金属间化合物β-NiAl共同作用的结果;此外,同AerMet100钢相比,AIR0509钢抗过时效的能力更强。     

沉淀强化钢中两相区NiAl相和富Cu相的析出特点

沉淀强化钢在900℃固溶2 h后水淬,500℃时效1 h,利用原子探针层析技术(APT)研究了残余奥氏体和马氏体两相区强化相的析出特点.结果表明,残余奥氏体中没有析出相,马氏体和马氏体/残余奥氏体界面处均有强化相析出,马氏体中靠近界面处有一层析出贫化区.界面处强化相的等效半径和间距均大于马氏体中的强化相,界面处富Cu相和Ni Al相中Cu,Ni和Al的含量均大于马氏体中的富Cu相和Ni Al相,而且界面处富Cu相和Ni Al相的分离趋势要大于马氏体,这是因为界面处存在大量缺陷,促进了强化相的长大,使得界面处和马氏体中的强化相处于长大的不同阶段.     

马氏体钢中(Ti,Mo)C粒子的析出行为和强化效应

为了研究复合(Ti,Mo)C粒子的析出行为和强化效应,本文选取了一种含钛的Cr-Mo钢作为研究对象,对此钢分别进行880 ℃和1350 ℃淬火并回火。化学萃取相分析结果表明,当淬火温度为880 ℃时,(Ti,Mo)C粒子的尺寸主要分布在18-36,36-60,60-96 nm,这些粒子是在热轧过程中析出的。当淬火温度为1350 ℃时,回火过程中新析出了1-5 nm的(Ti,Mo)C粒子,这些新析出的(Ti,Mo)C粒子产生了一个明显的二次硬化平台,析出强化量约为165 MPa。新析出的(Ti,Mo)C粒子中的Ti/Mo原子比随回火温度的升高而降低并稳定在1左右。     

超高强度钢热流变行为

热冲压成形工艺是将冲压成形工艺和淬火工艺集成在同一工序中进行的新型成形工艺。根据热冲压工艺的时间-温度特征,采用Gleeble3800热模拟系统,在温度600℃~800℃和应变速率0.01/s~0.5/s下,对热冲压钢板USIBOR1500进行热拉伸实验,获得了相应的应力-应变曲线,并利用最小二乘法进行多元线性回归,建立USI-BOR1500钢板的热变形抗力数学模型。结果表明,USIBOR1500钢的热变形行为符合应变硬化加动态回复机制,变形温度和应变速率对其力学性能有很大的影响,变形温度的影响更为强烈。在热变形情况下,USIBOR1500钢板的抗拉强度大幅下降。建立的数学模型与实验数据吻合较好。     

析出强化奥氏体钢的室温断裂行为

本文研究了显微组织对一种析出强化奥氏体钢室温断裂行为的影响,结果表明,在相同的时效条件下,当固溶温度≤1100℃时,断口呈穿晶韧断;当固溶温度>1100℃时,断口呈沿晶断裂.最后,讨论了穿晶韧断和沿晶断裂的原因。     

冷变形和固溶温度对HR3C钢中σ相析出行为的影响

结合HR3C钢制备工艺,综合研究冷变形和固溶处理工艺对其在时效过程中σ相的析出动力学和相关力学性能的影响。结果表明:冷变形和固溶温度均对该钢中σ相的析出有着较大的影响,变形量的增加会促进σ相的时效析出,升高固溶处理温度有助于抑制HR3C钢中σ相的析出行为,但却在一定程度上增大晶粒尺寸。σ相析出量随时间延长先缓慢增加,后快速析出,最后达到稳态值约5.7%(体积分数)。变形量的增加使HR3C钢时效过程中冲击韧性显著降低,而固溶温度的升高虽然增加了固溶态试样的冲击韧性但降低了时效过程中的冲击韧性。     

微合金钢中强化相时效析出行为的内耗研究

将微合金钢在1200 ℃固溶1 h后水淬至室温,部分固溶态试样再经过700℃时效5、240 min,然后应用强迫振动法测量微合金钢的内耗值,其中内耗测温范围为室温至430℃.内耗试验结果表明:在109℃产生的shoek峰是碳原子微扩散引起的内耗峰,该峰随着时效时间的延长,峰值逐渐减弱且不偏移,时效240min后该峰消失...     

高强度超低碳马氏体钢的强化机理

研究了热轧态超低碳马氏体钢的室温拉伸性能,利用金相显微镜观察了其微观组织,EBSD及X射线衍射仪测量了晶粒尺寸和位错密度,探讨了超低碳马氏体钢高强化的内在机理并对各强化项进行了具体计算。结果表明:试验钢终轧温度为750℃时得到最高的强度,计算得到的位错强化增量为530 MPa,晶粒细化增量为275 MPa,固溶强化增量为86 MPa。     

M2钢连铸过程中碳化物析出行为

在实验室条件下采用立式连铸的方法连铸φ100 mm M2钢,在扫描电镜下观察分析其碳化物的分布、形貌、尺寸和类型,研究了析出碳化物的演变规律,并对其在液相区、固-液两相区和固相区的析出规律进行了热力学计算。结果表明:φ100 mm M2钢连铸坯碳化物呈网状分布,网状碳化物的厚度从铸坯边部的1.5μm增大到中心的30μm,增大约20倍。碳化物形貌包括:块状、片层状和棒状,其中块状碳化物为VC,而片层状和棒状碳化物为M_2C。在液相和固-液两相区δ铁素体析出过程中,各种碳化物均不具备析出的热力学条件;在固-液两相区中γ奥氏体转变过程中,W_2C在1504 K具有析出的热力学条件;当温度降到固相线以下时,碳化物的析出顺序为VCMo_2CW_2C,其析出温度分别为1475 K、549 K和333 K。     

Mn对钢中富Cu相和NiAl相复合析出过程的影响

将Fe-Cu-Ni-Al和Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢900℃固溶2 h后水淬,在500℃时效不同时间,利用硬度测试和原子探针层析技术(APT)研究Mn对钢中多元强化相析出过程的影响.硬度测试结果显示,Mn的加入增强了钢时效初期的析出强化效果,加快了整个析出强化的进程.APT结果表明,Mn提高了时效初期析出相的形核率,加快了析出相的长大和粗化速率,进一步加速了富Cu相和Ni Al相的分离.这是由于Mn可降低析出相的形核能,加快各元素在基体中的扩散速率,同时Mn取代Ni Al相中Al的位置,在Ni Al相中形成缺陷,加速了Cu在其中的扩散速率.     

沉淀强化型奥氏体钢中γ'相的析出过程

将沉淀强化型奥氏体钢在980℃固溶1 h后淬火,然后在500~850℃时效4 h,750℃析出强化效果最好。结合透射电子显微镜(TEM)和场离子显微镜(FIM),用原子探针层析技术(APT)研究强化相析出过程。结果表明,析出相为球形,是与基体共格的面心立方结构的γ'-Ni3(Al,Ti)相。随着时效温度提高,析出相尺寸增大,密度降低,Al元素和Ti元素在析出相与基体中的分配比逐渐提高,Ti元素的分配比明显高于Al元素,表现出更强的析出倾向。     

蠕变过程中P91钢晶界析出相的变化行为

对600℃和650℃蠕变持久断裂试验过程中P91钢组织演变及晶界析出相的变化规律进行了研究。结果表明,在蠕变过程中,P91钢马氏体板条组织随蠕变断裂时间增加逐渐趋于分散,晶界析出相的数量及尺寸增加。晶界上的析出相主要为M₂₃C₆相和Laves(Fe₂Mo)相,Laves相的形核点主要位于晶界上M₂₃C₆相界面处,晶界上的M₂₃C₆相与基体相比具有更高含量的Mo,为Laves相的形成和粗化提供了有利条件,同时晶界上偏聚的Si增加了钢的自扩散系数,促进了Laves相的形成,也使得Laves相的粗化速率较M₂₃C₆相更高。在蠕变过程中P91钢的硬度随断裂时间的延长呈下降趋势,且试验温度越高硬度下降越明显。     

S280新型超高强度不锈钢中一种新的析出相的研究

为了防止涂层工艺产生的副作用,开发了一种环保型的飞机起落架用超高强度不锈钢S280。新超高强度不锈钢S280具有等于或高于常规超高强度钢的力学性能,且有更好的耐腐蚀性。通过热处理工艺实验确定了超高强度不锈钢S280合适的热处理工艺（1080 ℃,保温1 h,油冷;-73 ℃,2 h,空气中回到室温：540℃,4 h,空冷）。S280钢热处理后,强度大于1900 MPa,K1C大于90 MPa?m1/2。利用透射电子显微镜和高分辨电子显微镜研究了540℃和600℃时效态的S280新型超高强度不锈钢微观组织结构。结果表明：S280钢540℃时效状态,在高密度位错的板条状马氏体基体上析出弥散细小的强化相,一种是已为很多研究报道的超高强度钢中强化相Fe2Mo[1],另一种析出相是Cr2C,目前还没有相关报道。本文首次发现了这种强化相,测定了其与马氏体的晶体学取向关系为： ( 1 -1 0 )M // (-1 2 -1 )Cr2C,[ 1 1 1 ]M // [ 1 1 1 ]Cr2C。 S280钢在600℃时效态也析出这两种Cr2C和Fe2Mo相,与540℃时效态相比,只是其有所长大。利用X射线能谱分析法对Cr2C析出相进行了分析,结果表明,Cr2C析出相中Cr和Mo的含量较高。     

三种β-NiAl相材料的短期热腐蚀行为比较研究

在Ni-30Al(mass%,下同)和Ni-20Cr-10Al铸态合金上进行粉末包埋渗铝,分别得到纯β-NiAl相涂层和β-(Ni,Cr)Al相涂层.在这两种渗铝试样和铸态Ni-20Cr-13Al合金(含β-NiAl、γ′-Ni3Al、α-Cr相)上涂覆了硫酸钠薄膜,进行900℃热腐蚀测试.经过10小时热腐蚀测试后,三种试样表面均生成Al2O3膜.腐蚀动力学分析表明,Cr对提高材料的抗热腐蚀性能是有益的;Ni-20Cr-10Al渗铝涂层试样的增重最低,仅为铸态Ni-20Cr-13Al合金试样增重的80%左右,Ni-30Al渗铝涂层试样增重的50%左右.     

马氏体钢中(Ti,Mo)C粒子的析出行为和强化效应（英文）

为了研究复合(Ti,Mo)C粒子的析出行为和强化效应选取了一种含钛的Cr-Mo钢作为研究对象力对此钢分别进行880和1350℃淬火并回火。化学萃取相分析结果表明,当淬火温度为880℃时,(Ti,Mo)C粒子的尺寸主要分布在18~36,36~60,60~96 nm,这些粒子是在热轧过程中析出的。当淬火温度为1350℃时,回火过程中新析出了1~5 nm的(Ti,Mo)C粒子,这些新析出的(Ti,Mo)C粒子产生了一个明显的二次硬化平台,析出强化量约为165 MPa。新析出的(Ti,Mo)C粒子中的Ti/Mo原子比随回火温度的升高而降低并稳定在1左右。     

Al-Cu-Zr和Al-Cu-Zr-Ti-V合金中Al_3Zr析出相的析出行为

利用透射电子显微技术研究Al-Cu-Zr和Al-Cu-Zr-Ti-V合金中Al3Zr的沉淀析出行为。亚稳态的Al3Zr沉淀相在枝晶中心均匀形核并获得均匀分布。然而,在枝晶边缘区域的析出复杂,观察到由许多球形Al3Zr析出颗粒组成的螺旋状和条状的形貌。条状的沉淀团簇沿100铝方向优先排列,这可能与Al2Cu的亚稳态θ′和稳态θ析出相相关。添加铜有利于Al3Zr沉淀相从L12→D023的结构转变。