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.      

固溶时效处理对粉末冶金不锈钢33Cr9Ni2Mo0.96N组织的影响

采用电子探针、XRD和透射电镜等研究了热等静压态、固溶态、固溶+时效处理过程中,粉末冶金不锈钢33Cr9Ni2Mo0.96N第二相的析出行为。结果表明:热等静压态的33Cr9Ni2Mo0.96N组织主要由γ+Cr2N+σ组成,经过固溶淬火后,组织主要由奥氏体+少量铁素体组成,经500℃和600℃时效后,33Cr9Ni2Mo0.96N中没有观察到第二相析出,经700℃时效,残余铁素体转变为σ相,同时在奥氏体晶粒及晶界处也开始析出σ相,经过800℃时效,有大量的Cr2N沿晶界析出,然后向晶内长大,经900℃时效后,Cr2N不断向晶内生长,最终几乎布满整个晶粒,而σ相趋于稳定。     

T91连铸坯开裂分析

通过低倍观察、金相观察和相转变分析等手段对连铸过程中产生角边裂的T91管坯进行剖析。结果表明,连铸坯合金成分Cr当量高和铸坯在零强度温度和零塑性温度区间局部冷却过快是铸坯角部产生裂纹的主要原因,在后续的奥氏体向马氏体转变的过程中,残留的δ铁素体的硬度低,在管坯应力最大的角部45°方向易于沿铁素体晶界进行裂纹二次扩展。     

18Mn18Cr高氮钢析出相特征及形成机制

通过金相显微镜、扫描电镜、电子探针显微分析、透射电镜及热力学计算软件研究C和N含量对铸态及时效态18Mn18Cr高氮钢析出相特征及形成机制的影响.研究发现在铸态,随C/N质量比降低,析出相依次为Cr₂₃C₆相、σ相和Cr₂N相.增加C或N含量可分别促进Cr₂₃C₆相和Cr₂N相析出.C和N含量影响实验钢凝固模式及不稳定铁素体相共析分解产物.18Mn18Cr0.44N钢凝固模式为AF模式,不稳定铁素体相共析分解反应为δ→σ+γ₂（0.025% C）和δ→γ₂+Cr₂₃（C_xN_y）₆（x/y>1）（0.16% C）;18Mn18Cr0.72N钢凝固模式为A模式,晶界处存在少量颗粒状Cr₂N相.在固溶时效态,实验钢仅析出片层状的Cr₂N_0.39C_0.61相.随C+N含量增加,片层状析出相体积分数和片层间隙增加,析出孕育时间减少.      

00Cr18Ni5Mo3Si2双相不锈钢晶间腐蚀性能的研究

本文研究了高温热处理后00Cr18Ni5Mo3Si2双相不锈钢(18-5钢)的晶间腐蚀性能。由于高温敏化加热后水冷时,沿α/α晶界和α/γ相界析出M_(23)C_6型富铬碳化物,导致碳化物附近的贫铬区,使18-5钢在EPR法和T法中均产生晶间腐蚀。高温敏化加热后空冷时,M_(23)C_6型碳化物和大量羽毛状γ′相沿晶界析出,但经EPR法和T法检验,均无晶间腐蚀倾向。无论空冷或水冷,高温热处理得到粗大铁素体晶粒的18-5双相不锈钢,在T法试验后弯曲时,均发生脆性断裂。     

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。     

氮含量对无镍奥氏体不锈钢平衡相转变的影响

高氮铬锰奥氏体不锈钢有着极为广泛的应用前景,然而氮含量对其相转变的影响尚不十分清晰。设计并冶炼了氮质量分数为0.02%～1.20%的试验钢,对各钢的平衡相转变进行了热力学计算,对δ铁素体和Cr₂N的形貌进行了观察。结果表明,钢中δ铁素体的最大析出量随着氮含量的升高而降低,当氮质量分数超过1.05%后,无δ铁素体析出。获得了试验钢加热时δ铁素体的析出温度与氮含量的关系式。随着氮含量的升高,试验钢在冷却时Cr₂N的析出温度逐渐升高,并获得了其定量关系式。在GN04钢中,1 200 ℃等温2 h后的δ铁素体主要沿三叉晶界分布。Cr₂N析出优先在晶界形成,然后朝着晶内发展。在相同等温条件下,试验钢中Cr₂N的析出量随着氮含量的升高而增大,且层片间距随之减小。     

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。     

Mn-Si对ZG1Cr11Ni2WMoV钢力学性能的影响

采用金相显微镜、扫描电镜和拉伸试验机研究了少量硅锰含量对铸造ZG1Cr11Ni2WMoV马氏体耐热钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:显微组织主要由板条状回火马氏体和沿原奥氏体晶界分布的δ-铁素体组成,力学性能方面,少量硅-锰使耐热钢强度具有升高趋势。     

奥氏体不锈钢凝固组织中残留铁素体特征研究

 采用化学侵蚀、彩色金相和电子探针（EPMA）等方法对AISI304奥氏体不锈钢连铸方坯凝固组织及其残留铁素体的形貌、化学组成等特征进行了分析,并采用DICTRA软件对铁素体向奥氏体的扩散转变进行了模拟研究,结果表明AISI304不锈钢铸坯表层树枝晶区的二次枝晶间距为12~20μm,富Cr贫Ni的残留铁素体呈骨骼状分布;铸坯中心等轴晶区的残留铁素体为蠕虫状分布,中心等轴晶区的残留铁素体富Cr贫Ni的同时富Si贫Mn,且其富Cr贫Ni的程度比柱状晶区的残留铁素体轻。钢液成分和先析铁素体向奥氏体扩散转变时间、距离是影响残留铁素体化学组成的主要因素。     

S31254超级奥氏体不锈钢析出相演变及微观表征

利用热力学计算了S31254超级奥氏体不锈钢在500~1 200 ℃温度范围内的平衡态析出相,并结合热模拟试验、扫描电镜、透射电镜等方法,对不同析出物的析出行为进行了表征和分析。结果表明,S31254不锈钢奥氏体基体中可存在的第二相包括σ、χ、Laves等金属间相,Cr₂N、π型氮化物相以及M₂₃C₆型碳化物相,高Mo、高N、高Cr含量是该钢析出相种类复杂的主要原因;试验钢具有高的第二相析出倾向,σ相开始析出温度约为1 150 ℃,而在900~800 ℃区间可发现χ相和σ相的转变,χ相更易作为一种稳定相存在;析出相的析出位置和形貌呈现不同特点,晶界析出主要为σ相、χ相和Laves相,而晶内主要有呈针状和块状分布的χ相和呈棒状析出的Cr₂N相。     

Cr3C2/Ni3Al复合材料耐磨性提高的机制分析

为了探讨Cr₃C₂强化相提高Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料耐磨性的机制, 本文采用热等静压技术制备了Ni₃Al合金和Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料, 借助纳米压痕仪对Ni₃Al合金和Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料中各组成相的力学性能进行了表征, 利用销-盘式摩擦磨损试验机研究了热等静压Ni₃Al合金和Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料的耐磨性能, 并结合扫描电子显微镜和纳米压痕仪分析了材料磨损表面形貌和磨损次表面层硬度变化.结果表明, Cr₃C₂的添加提高了复合材料基体的硬度, Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料中各组成相的纳米硬度和弹性模量由基体相、扩散相到硬芯相是逐渐增大的, 呈现出梯度变化, 有利于提高Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料的耐磨性.在本研究实验条件下, Ni₃Al合金和Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料表面的磨损形式主要为磨粒磨损, Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料表现出更加优异的耐磨性能.Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料耐磨性能的提高主要跟碳化物强化相阻断磨粒切削、减弱摩擦副间相互作用、减小加工硬化层厚度、磨粒尺寸等因素有关.      

回火温度对COST-FB2转子钢析出相与力学性能的影响

 为了调整COST-FB2转子钢的强韧性,采用OM、SEM和TEM等手段研究了回火温度对COST-FB2转子钢的析出相类型与力学性能的影响。结果表明,随着回火温度由350 ℃升高到750 ℃,试验钢的强度、硬度不断下降,塑性和冲击功上升;试验钢350 ℃和570 ℃回火后的高强低韧性可通过再次在700 ℃回火改善。淬火后COST-FB2转子钢中的残余奥氏体,可通过在570 ℃回火消除;在350 ℃和570 ℃回火后马氏体板条内部有大量针状的M₃C,700 ℃回火后的显微组织中M₃C消失,M₂₃C₆在原奥氏体晶界和马氏体板条界上析出,750 ℃回火后晶界上的M₂₃C₆有聚集粗化的现象,部分马氏体板条存在回复现象。     

H13钢电渣锭、锻造及淬回火过程中碳化物析出行为

研究了H13钢在电渣锭退火、锻后退火和淬回火三种状态下的析出物特征.利用碳膜萃取复型,通过透射电镜、电子衍射和能谱分析发现方形、圆形及尺寸在200 nm以下的不规则碳化析出物,并确定它们分别为V₈C₇、Cr₂₃C₆和Cr₃C₂（Cr₂VC₂）.研究了这些析出物的演变规律,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.根据热力学计算及电子衍射标定结果发现,Cr₂₃C₆和V₈C₇在液相区及固-液两相区均不能析出,当冷却到固相区时它们才开始析出.      

FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为

借助Thermo-calc软件对FeCrAl不锈钢所属的Fe-（18~21） Cr-（3~5） Al-（0~0.03） C-（0~0.2） Si-（0~0.2） Mn多元体系在凝固过程中的相变及析出行为进行了研究.采用Thermo-calc中TCFE7数据库对该体系的垂直截面图进行计算,分析了不同组元对凝固和冷却过程中相变的影响,并得到FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径图.结果表明FeCrAl不锈钢由1600℃平衡冷却至300℃的过程中完整的平衡相变路径为:L→AlN+αδFe→AlN+αδFe+Cr₇C₃→AlN+αδFe+Cr₇C₃+Cr₂₃C₆→AlN+αδFe+Cr₂₃C₆→AlN+αδFe+Cr₂₃C₆+σ→AlN+αδFe+Cr₂₃C₆+σ+α'→AlN+αδFe+Cr₂₃C₆+α'.凝固过程中Cr₇C₃与σ相是否析出分别取决于体系中C、Si含量;Al含量的提高可扩大αδFe+Cr₇C₃的稳定区,降低α'相的析出温度,抑制σ相的析出;Cr含量的提高可以减小αδFe+Cr₇C₃的稳定区,扩大σ相和α'相的稳定区.      

烧结熔覆钢表面镍基合金涂层的组织和性能

采用Ni25、Ni45、Ni60合金粉末通过烧结熔覆法在45钢表面制备出不同成分的镍基合金涂层。通过金相显微镜观察和X射线衍射分析等手段对合金涂层的组织形貌、相组成和界面结构进行研究,并对涂层显微硬度进行了测试。结果表明：通过烧结熔覆可以在45钢表面获得较为致密的镍基合金涂层。Ni25合金涂层组织主要为比较粗大的γ-(Ni, Fe)奥氏体以及少量的Cr₂₃C₆碳化物相;Ni45和Ni60合金涂层中除了γ-(Ni, Fe)奥氏体和Cr₂₃C₆碳化物之外,还出现了CrB硼化物。不同成分镍基合金涂层与45钢基体在界面处均形成了良好的冶金结合。当烧结温度1100℃、保温时间15 min时,涂层微观组织致密,硬质相颗粒尺寸较小,分布均匀。Ni60合金涂层的硬度最高,约为HV 735;Ni45合金涂层次之,约为HV 534;Ni25合金涂层硬度最低,只有HV 236。     

M23C6析出相对节镍型奥氏体不锈钢冷轧表面裂纹的影响

为找出生产的节镍型奥氏体不锈钢冷卷表面裂纹形成原因,通过光学显微镜、扫描电镜对表面裂纹进行检测分析并结合热处理试验及热力学软件JMatPro进行分析计算研究。检测分析发现裂纹处晶界存在大量的析出相,据此推测析出相是导致钢材冷轧形成表面裂纹的主要原因。模拟连续退火工艺开展热处理试验,结果表明正常退火工艺无法完全消除热轧工序钢卷晶界处聚集的大量析出相。计算研究该成分体系下奥氏体不锈钢的平衡相图,结合能谱及透射电镜衍射斑点分析,结果表明M₂₃C₆碳化物的沉淀温度范围为500～925 ℃,钢卷从高温缓慢冷却下来会析出M₂₃C₆碳化物,析出鼻温区为850～900 ℃。以此结合实际工艺流程对减少钢卷中M₂₃C₆碳化物析出提出了可能的措施。     

高合金钢Vanadis4凝固过程及组织

通过激光扫描共焦显微镜、X射线衍射、扫描电镜、电子探针、微区成分能谱分析和差示扫描量热法,研究了高合金Vanadis4(V4)模具钢(%:1.5C、8.0Cr、1.5Mo、4.0V)的凝固过程及其微观组织。结果表明,V4钢基体为马氏体和残余奥氏体,基体中碳化物主要为MC与M₇C₃型。杆状、棒状或团块状VC分布在晶界。该钢在凝固时,首先发生结晶过程L→γ从液相中析出初生γ相,随着γ相不断析出,剩余液相中合金元素含量不断富集,达到共晶成分后将先后发生L→γ+MC与L→γ+M₇C₃共晶反应。     

Cr3 C2含量对Cr3 C2/Ni3 Al复合材料摩擦磨损性能的影响

采用热等静压法制备Ni₃Al合金和Cr₃C₂含量不同的Ni₃Al基复合耐磨材料,利用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪及摩擦磨损试验机,系统地研究Cr₃C₂含量对材料组织特征、硬度及摩擦磨损性能的影响.结果表明:Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料中,Cr₃C₂颗粒与Ni₃Al颗粒之间发生互扩散作用,使部分Cr₃C₂颗粒转变为M₇C₃（M=Cr,Fe,Ni）结构;在特定的摩擦磨损条件下,随着Ni₃Al基体中Cr₃C₂比例增大,Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料的耐磨性能显著提高,达到了Ni₃Al合金耐磨性能的4~10倍.此外,随着Ni₃Al基体中Cr₃C₂比例的增大,Cr₃C₂/Ni₃Al复合材料对对磨盘的切削、刮擦作用减弱,对磨盘的磨损量减少.