S31609奥氏体不锈钢中残留δ铁素体的腐蚀行为

摘 要: 对含残留δ铁素体的S31609奥氏体不锈钢进行650 ℃、保温2 h的敏化处理,通过金相蚀刻、电子探针和扫描开尔文探针显微镜分析并比较残留δ铁素体和奥氏体晶界处的腐蚀特征。结果表明,随着敏化过程中残留δ铁素体快速分解成稳定的σ相、二次奥氏体(γ₂)和Cr₂₃C₆,尽管奥氏体晶界和δ/γ相界处没有明显的Cr/Mo贫化区,但是析出相与邻近基体的电势差始终存在,σ相、γ₂和Cr₂₃C₆等第二相杂质或颗粒的费米能级相对于基体更低,使得电子更容易从周围基体的费米面跃出,从而使基体在电化学腐蚀中充当阳极,优先发生腐蚀。     

高性能不锈钢（17）

8腐蚀验收试验用腐蚀试验来检验一种不锈钢的某一特定性能，作为评定轧制产品和评定加工后的设备的一种有效工具，这个概念已很好地建立起来。在大多数情况下，这种试验显示不存在诸如晶界碳化物或金属间相等特定的问题。许多试验已经变成标准化试验，最为人所熟知的有：ASTM A262用于检测标准奥氏体不锈钢对晶间腐蚀的敏感性；A763用于检测铁素体不锈钢的晶间腐蚀；比较新的A923涉及双相不锈钢的有害金属间相。用来检测不锈钢的耐点蚀和缝隙腐蚀性能的ASTM G48，     

445M铁素体不锈钢缝隙腐蚀性能的研究

研究了445M铁素体不锈钢(%:0.004～0.005C、22.24～22.29Cr、1.10～1.65Mo、0.015～0.016P、0.003～0.004S、0.012～0.016N、0.22～0.38Ti)和316L奥氏体不锈钢(%:0.022C、16.80Cr、10.19Ni、2.02Mo、0.025P、0.001S、0.046N)在40～60℃氯离子浓度(250～5 000)×10^-6的氯化钠溶液的缝隙腐蚀性能。结果表明,445M铁素体不锈钢的耐缝隙腐蚀性能优于316L奥氏体不锈钢;当445M钢中的Mo含量由1.10%提高至1.65%时,钢的耐缝隙腐蚀性能明显提高,表明点蚀当量Cr+3.3Mo是衡量不锈钢耐点蚀和耐缝隙腐蚀的重要指标。     

C含量对Fe-30Mn-11Al-xC钢组织及热变形行为的影响

研究了C质量分数为0.6%～1.5%时Fe-30Mn-11Al-xC钢的微观组织，利用Gleeble-3800热模拟试验机研究了850～1 150℃、0.1 s^-1条件下试验钢的热变形行为和再结晶规律。研究结果表明，C含量增加扩大奥氏体相区并促进κ-碳化物析出行为，试验钢组织逐渐由铁素体+奥氏体双相组织转变为奥氏体+κ碳化物；固溶强化和析出强化作用使试验钢硬度和热变形抗力随C含量增加而增加，且固溶强化效果要高于析出强化；试验钢中κ-碳化物和B2相析出抑制了奥氏体相的再结晶行为，使得高C含量下的再结晶程度更小。     

ZG00Cr25Ni25Mo4Cu3不锈钢的组织与局部腐蚀行为

研制的 0 0 2C 2 5 16Cr 2 5 2 1Ni 4 2 5Mo 3 0 8Cu奥氏体不锈钢的铸态组织中有碳化物和σ金属间相析出 ,经 6 5 0℃× 2h空冷敏化处理后 ,仍具有良好的抗晶间腐蚀性能 ,该钢经 115 0℃× 2h水冷固溶处理 ,可得到单一的奥氏体组织 ,具有较好的抗点蚀性能     

温度对Z3CN20-09M不锈钢在含氯高温水中应力腐蚀行为的影响

研究了温度对核电用Z3CN20-09M不锈钢在含Cl的高温高压水中的应力腐蚀开裂行为的影响.材料的应力腐蚀开裂敏感性变化趋势与试验温度变化趋势并不一致.320℃时材料的应力腐蚀开裂敏感性最高,290℃时为最低,250℃时开裂敏感性介于两者之间.250℃和320℃条件下腐蚀后试样表面形成了内部致密、外部疏松的双层氧化膜,而在290℃条件下腐蚀后试样形成的是致密的单层氧化膜.大多数点蚀坑产生于铁素体相.应力腐蚀裂纹优先在点蚀坑底部或相界面形核,并倾向于沿相界面或向铁素体内部扩展.铁素体/奥氏体界面对应力腐蚀裂纹的作用取决于裂纹面与相界面的取向关系.当裂纹扩展方向平行于相界面时,裂纹易沿着相界扩展;当裂纹扩展方向垂直于相界面时,相界面对裂纹扩展起阻碍作用.      

热处理对马氏体时效不锈钢耐点蚀性能的影响

本文主要研究了00Cr15Ni6Mo2CuAl和00Cr16Ni6Mo3CuAl马氏体时效不锈钢的热处理制度与在含Cl-离子介质中耐点蚀性能的关系。结果表明:对于00Cr15～16Ni6Mo2～3CuAl马氏体时效不锈钢,随固溶温度的升高(780～1000℃),耐点蚀性能显著提高。时效强化处理使钢的耐点蚀性能有不同程度的下降,在450℃左右时效可以获得耐点蚀性能与力学性能的良好配合。点蚀主要在Laves相、σ-铁素体周围以及原始奥氏体晶界上发生。Laves相和σ-铁素体由于周围存在着贫铬、贫钼区而对点蚀敏感。在450℃和550℃时效状态,原始奥氏体晶界对点蚀的敏感性增加,这主要是由于时效相的析出、长大的缘故。     

00Cr24Ni6M02N双相不锈钢优良的耐腐蚀性能

00Er24Ni6M02N双相不锈钢是具有优良的耐腐蚀性能的钢种，在正常情况下组织中有α铁奥体相和γ奥氏体相，并各占约50％。它的击破电位(Eb为+1050my)和保护电位(Ep为+950mv)都很高，使得它很难产生点蚀，即使存在点蚀坑也会被重新钝化，这在室内加速腐蚀试验和海港挂片试验中，都得到证实。它同时具有良好的耐应力腐蚀和冲涮腐蚀能力。00Cr24Ni6M02N双相不锈钢具有广泛应用前景。     

钴和钼对高钴铬钼轴承钢组织及力学性能影响

通过性能测试和组织观察,研究了钴和钼两种元素对高钴铬钼轴承钢组织和力学性能的影响规律。结果表明,钴和钼元素质量分数降低及匹配改变会使试验钢的综合力学性能降低。试验钢的淬火及回火组织为板条马氏体+残余奥氏体,在钴和钼元素的影响下,Cr_(eq)、Ni_(eq)差值变大,致使试验钢组织中残余奥氏体减少,产生δ-铁素体。并且,碳化物由质量分数1.17%的颗粒状M6C改变成质量分数低于0.15%的针状M_2C。试验钢的强度主要受碳化物影响,而在碳化物质量分数低于0.15%时,w(Co)/w(Mo)的值越小,位错密度越高,则试验钢的强度越高。试验钢的韧性主要受δ-铁素体影响,δ-铁素体面积分数大于6.3%,则试验钢会产生脆性,面积分数小于1.1%则试验钢的韧性较好。     

双相不锈钢铁素体含量控制及耐腐蚀性能的研究

本文简要介绍了双相不锈钢的铁素体和奥氏体两相的控制技术及它的耐腐蚀性能。研究证实，双相不锈钢通过成分和热处理的控制，使得铁素体和奥氏体两相比约为l是可能的，同时它具有优良的耐点腐蚀性能、耐应力腐蚀性能和耐冲刷腐蚀能力；是一种极具成本效益的工程材料。     

热轧奥氏体不锈钢带钢的退火工艺机理

总结分析了热轧奥氏体不锈钢带钢的退火工艺机理,研究结果可知：热轧奥氏体不锈钢带钢退火时,在500~870℃之间需快速加热,加热速度为10~31℃/s,以防止碳化物和σ相析出、δ- 铁素体分解,并且在1020℃以上保温一段时间,时间大于11s,以使组织充分再结晶软化,碳化物、σ相充分固溶,δ- 铁素体质量分数降到最低,然后在870~500℃之间需快速冷却,冷却速度为38~100℃/s,以防止已经固溶了的碳化物、σ相重新析出。     

铸造高合金不锈钢析出相及腐蚀行为的研究

采用金相显微镜、Ｘ射线衍射，透射电镜，电子探针显微分析手段和多种腐蚀试验方法研究了铸造高合金不锈钢的析出相种类，结构、形貌，分布，成分及基腐蚀行为。试验结果表明，该钢经１１５０℃×２ｈ冷固溶处理后可得到单一的奥氏体组织，并具有优良的均匀腐蚀，晶间腐蚀、点蚀与电化学腐蚀性能。     

δ铁素体形成机制以及对马氏体耐热钢冲击功的影响

 通过Thermo-Calc热力学软件计算、定量金相分析、冲击试验和SEM试验分析,研究了化学成分和正火温度对材料中δ铁素体含量的影响,并分析了δ铁素体的形成机制,以及含量和位置分布对材料冲击韧性的影响。结果表明：化学成分和正火温度对δ铁素体含量影响显著,C+N含量增加能够显著降低材料中的δ铁素体含量;δ铁素体主要集中在原奥氏体晶界位置生成,显著降低材料的冲击功,并且在δ铁素体与马氏体基体界面位置会聚集大量富Nb碳化物,降低韧性的同时减少了MX相生成量。     

冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察

通过采用激光共聚焦扫描显微镜对AISI304奥氏体不锈钢的凝固过程进行了原位动态观察研究.发现当冷却速率为0.05℃·s-1时,奥氏体不锈钢以胞状晶方式凝固,其凝固模式为FA模式,即δ铁素体相先从液相中形核并长大,γ相在1 448.9℃时通过与液相发生包晶反应(L+δ→γ)在δ铁素体相界形成,当温度降到1 431.3℃时液相消失,δ铁素体相通过固态相变转变为γ相,富Cr贫Ni的残留铁素体位于胞状晶之间.当冷却速率为3.0℃·s-1时,奥氏体不锈钢以枝晶方式生长,冷却到1346.4℃时包晶反应在液相与δ铁素体相界之间进行,其残留铁素体位于枝晶干,与冷却速率为0.05℃·s-1时相比,其残留铁素体的数量增多,残留铁素体富Cr贫Ni的程度减轻.      

Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢的空蚀行为

利用磁致伸缩空蚀试验机对Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢在蒸馏水和人工海水中进行了空蚀实验,并采用扫描电镜跟踪观察了经不同时间段空蚀后试样的形貌.通过测量失重绘制了材料的累积失重量和失重率曲线.经电化学工作站测量了材料在静态与空蚀条件下的极化曲线和腐蚀电位变化.对比分析了Cr32Ni7Mo3N与SAF2205双相不锈钢在人工海水的抗空蚀能力.结果表明:Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢空蚀破坏首先在铁素体薄弱区以及铁素体和奥氏体相界发生,并向铁素体内扩展,铁素体发生解离断裂脱落;奥氏体随着空蚀的进行,滑移线增多,显微硬度值增加,且人工海水中奥氏体显微硬度值比在蒸馏水中的高;铁素体大面积破坏后,奥氏体才失稳产生延性断裂脱落,奥氏体的存在延缓了破坏在整个材料表面上的扩展.空蚀与腐蚀交互影响导致材料在人工海水中加速破坏.Cr32Ni7Mo3N特级双相不锈钢在人工海水中的抗空蚀能力优于SAF2205双相不锈钢.      

含稀土Ce的Fe-Mn-Al轻质高强钢的热力学计算及组织性能

为了掌握含稀土Ce的Fe-Mn-Al轻质高强钢相组成及组织性能特点,进而提高其综合力学性能,采用热力学计算和试验相结合的方法,研究含稀土Ce的Fe-Mn-Al轻质高强钢的相组成、微观组织和典型力学性能,分析900～1 100℃固溶处理工艺对其组织性能的影响规律。研究结果表明,试验钢在600～1 200℃时的相组成主要包括铁素体、奥氏体、κ碳化物、Ce₂C₃和NbC等;当温度高于865℃时,碳化物几乎全部溶于基体,奥氏体单相区存在于温度865～915℃,当温度超过915℃时,高温铁素体开始从奥氏体中析出,高温铁素体含量随温度的升高而逐渐升高,915～1 200℃温度区间是奥氏体和铁素体的两相区。热锻试验钢中奥氏体体积分数约为86.4%,只有少量带状铁素体沿奥氏体晶界分布,奥氏体晶粒约为28μm,内部含有大量孪晶。固溶处理后,铁素体含量增加、晶粒开始粗化,大部分带状组织铁素体破碎分离,呈小颗粒状沿奥氏体晶界分布,奥氏体内部有大量孪晶,试验钢抗拉强度显著降低,塑性明显提高。固溶温度为1 000℃时,试验钢的抗拉强度为889.6 MPa,断后伸长率为...     

临界区退火对热轧中锰TRIP钢P偏聚的影响

用场发射扫描电子显微(FE-SEM)和透射电镜(TEM)结合能谱仪,观察热轧中锰TRIP钢在不同退火温度、相同时效制度下的P偏聚行为。结果显示,650℃退火+时效后的试样更容易观察到P偏聚区,呈散点状,较为弥散地分布在视场内,而750℃退火+时效后的试样P偏聚更为集中,呈狭长带状分布,偏聚区集中而数量少。2种退火温度下,试样中的P偏聚区都与碳化物重叠分布在一起。650和750℃均为试样临界区(铁素体+奥氏体)温度,同一温度下,P在铁素体中的扩散系数是在奥氏体中的扩散系数的26倍,P更容易在铁素体晶界偏聚,但扩散系数不足以解释退火温度对于P偏析的影响。根据电子背散射衍射(EBSD)菊池线分析,含P析出相主要为正交系的FeP相及Mn_xFe_(1-x)P的(Fe、Mn)P固溶相,与Fe-Mn-C-P系优势区图计算结果一致,属于FeP相与Mn_7C_3碳化物相共存区。     

固溶处理对超低碳奥氏体不锈钢00Cr24Ni13铸坯δ-铁素体转变的影响

研究了1000～1200℃ 1～3 h固溶、淬火或空冷对超低碳奥氏体不锈钢00Cr24Ni13(/%:≤0.02C、23～25Cr、13～14 Ni)200 mm×1 250 mm铸坯8铁素体转变的影响。结果表明,随固溶温度升高和保温时间延长铸坯中δ铁素体量减少;随固溶温度的升高,铸坯中的连续网状δ铁素体断开并且长大,空冷则会促使高温下长大的δ铁素体向小尺寸颗粒状组织转变;当铸坯试样在1 200℃保温3 h空冷后,网状δ铁素体完全转变成弥散分布的小于10μm的颗粒状铁素体组织,δ铁素体相比例也由14.3%降至7.3%。相对于颗粒状铁素体,网状δ铁素体的奥氏体-铁素体两相界面在轧制中更容易产生裂纹。     

M50NiL轴承钢淬回火组织特征及拉压疲劳裂纹的萌生

摘要：通过拉压疲劳试验及微观组织观察研究了M50NiL轴承钢淬回火组织特征及对疲劳裂纹萌生的影响作用。结果表明,试验钢的组织主要为板条马氏体,少量δ-铁素体及M2C、MC碳化物;扫描电镜观察发现1070℃淬回火试样δ-铁素体及临近的聚集球状M2C碳化物,δ-铁素体位于晶界处,尺寸主要为4~8μm,钢中碳化物尺寸最大为2.66μm;1100℃淬回火试样δ-铁素体相界存在大量片状的M2C碳化物,尺寸在8μm以上的δ-铁素体数量增加,最大为17.51μm;1070℃淬回火试样的疲劳极限为713MPa,主要起裂源为Al2O3、Al2O3-CaO夹杂物,循环次数随夹杂物尺寸的增大而降低,且Al2O3-CaO夹杂更易引起试样的疲劳断裂;1100℃淬回火试样的疲劳极限为707MPa,主要起裂源为δ 铁素体组织缺陷,起裂源于8μm以上δ-铁素体的相界处,疲劳寿命受应力及δ-铁素体尺寸影响。     

耐磨高铬白口铸铁

耐磨高铬铸铁的耐磨性取决于共晶碳化物和金属基体。碳化物的数量、形态和组织结构直接影响到耐磨性和韧性。而碳化物和金属基体首先是由其化学成份决定的,所以必须合理设计其化学元素的含量。1.成份设计1.1 铬和碳含量铬和碳是耐磨高铬铸铁的最主要成份,它们的作用是在铸铁内生成(FeCr)7 C 3,根据 Fe—Cr—C 系相图一般所应用的高铬铸铁均处于奥氏体相区,其共晶组织为奥氏体和 M7C3,因为铁素体太软不能硬化故应避免产生铁素体相,M3 C 和过量初生 M7 C3时脆性太大故也不希望。