低碳高强度钢的组织结构与回火马氏体脆化

低碳高强度钢25Si2Mn2CrNiMoV在450℃回火状态下产生回火马氏体脆性.本文重点研究了这种钢回火马氏体脆化与钢的组织结构间的关系,提出了碳化物——残余奥氏体——杂质元素交互作用引起回火马氏体脆化的简单模型.     

细小弥散碳化物与回火马氏体脆性

本文利用透射电子显微镜及物理化学相分析技术研究了中碳硅—锰钢中回火马氏体脆性(TME)的微观机制,着重探讨了回火过程中析出的碳化物对TME的作用。结果发现,对应于40Si2Mn2钢中TME产生的回火温度区间,存在有由碳化物向渗碳体的转变,析出了细小弥散的颗粒状渗碳体。这种对应现象在40Si2Mn2Mo钢中也得到证实。40Si2Mn2Mo钢的TME产生的回火温度和弥散渗碳体的析出温度都要高于40Si2Mn2钢。由此得出:在回火过程中大量细小弥散渗碳体的析出是中碳硅—锰钢中TME产生的一个重要原因。     

GDL-1型高强韧贝氏体钢的不可逆回火脆性

本文研究了GDL-1型高强韧性贝氏体钢,在空冷状态下的回火冲击性能变化以及对应的显微组织和断口金相特征.结果表明,该钢经920 ℃加热空冷后获得条束状过渡形态的贝氏体加少量岛状贝氏体组织.在400 ℃～600 ℃的温度回火,分布于BF条束间的亚稳态残留奥氏体开始大量分解形成沿条束界连续分布的碳化物,在BF条内的高密度位错区也诱导析出碳化物,导致在条束界产生高应力集中而引发准解理和解理开裂,出现不可逆回火脆性,冲击能量显著降低.由于钢中的Si和Mn在原奥氏体晶界偏聚,抑制碳化物析出.在原奥氏体晶界未能沉淀出连续分布的碳化物,因此未见沿晶解理开裂特征,对应的断口金相呈条形准解理和解理的特征,其尺寸分别与BF条和束尺寸相吻合.该材料的不可逆回火脆性出现的温度范围与大多数合金结构钢相比提高约200 ℃.     

加氢反应器回火脆化动力学模型

基于晶界偏析理论，以广泛应用于加氢反应器的材料2.25Cr-1Mo钢为研究对象，以2.25Cr-1Mo钢中杂质元素P的晶界偏析为基础，研究加氢反应器回火脆化动力学，建立加氢反应器长期使用过程中产生回火脆化动力学模型（混合模型），为在役加氢反应器材料损伤的研究以及寿命预测提供理论基础。     

608钢回火脆性的研究

本文研究了６０８钢第二类回火脆性问题。通过实验测得该钢此类脆性的温度区段 约４５０—７００℃．初步探索了通过显微组织鉴别回火脆性的可能性。应用俄歇电子能 谱分析初步确认：回火后缓慢冷却过程中，磷、硼等杂质元素在原奥氏体晶界层的偏 聚，是使该钢产生回火脆性的主要原因；而铬、锰、镍等合金元素的存在及于近晶界 区的偏析，也是促进回火脆化的重要因素。指出了消除该钢回火脆性的途径：当在脆 化温区回火后可施以快速水冷；可在该钢原定成分的基础上附加适量的合金元素相．     

位错结构遗传与回火脆化倾向

作者通过系列冲击实验和透射电镜,研究了高温形变遗传热处理60Si2Mn钢的位错结构遗传性与回火脆化倾向。结果表明,遗传处理后,试样仍然保留着稳定的位错网络和平行位错偶极子结构。它显示出遗传位错具有相当的稳定性。并且通过遗传位错扩散管道,促进了脆性杂质P原子向晶界偏聚,提高了材料的回火脆化倾向。     

70Si3Mn钢中无碳化物贝氏体组织及其性能研究

70Si3Mn钢是传统的弹簧钢,其常规热处理工艺是油淬后中温回火得到屈氏体组织。本文对70Si3Mn钢进行等温淬火处理获得无碳化物贝氏体组织,比较了其经不同温度等温淬火处理后的组织与力学性能,并对其耐磨性进行了研究。结果表明,70Si3Mn钢在Ms以上10~30℃等温可得到无碳化物贝氏体组织,该组织由厚度为160 nm的贝氏体铁素体板条和残余奥氏体薄膜组成,它具有较高的强度和硬度、高的塑性和韧性等优异的综合力学性能,同时具有较好的耐磨性。     

QT工艺对一种B-Nb低碳贝氏体钢 组织及强韧性的影响

通过室温拉伸、摆锤冲击、光学及扫描电镜研究了QT(淬火+回火)工艺对实验钢晶界比例、晶粒尺寸、碳化物析出情况及强韧性的影响，并对其变体的分布及组合方式进行了分析.结果表明:随着回火温度的升高，实验钢强度逐渐降低，塑性逐渐提高;450T和500T钢断口为准解理型断裂，贝氏体板条间析出的碳化物及较低比例的大角度晶界使得冲击韧性较差;而600T和650T钢断口为韧窝断裂，组织中大角度晶界的比例增加，有效地阻碍了裂纹的扩展.变体分析表明，450T钢变体组合方式介于Bain group和CP(close packed)group之间，而600T钢变体之间呈现较明显的CP组合方式，同一CP group内的变体取向差较大，偏折了裂纹传播路径，提高了低温韧性.     

回火冷却速度对贝氏体焊缝韧性的影响

大尺寸厚壁构件在回火过程中冷却速度较慢。对于CrMoV钢,若回火参数不当,容易引起回火脆性。该文针对大尺寸厚壁环形试验件,研究了回火冷却速度对贝氏体焊缝韧性的影响。结果表明:当回火冷却速度过慢时,焊缝金属会发生明显的韧性降低现象;多层多道焊焊缝脆性断口具有特殊的分层现象,说明较慢的回火冷速只是使得焊缝局部韧性下降,其中层间热影响区弱化程度最为明显。通过Auger分析等方法进一步研究发现,韧性减低现象的产生与C、O元素在原奥氏体晶界的偏聚以及Ni元素在原奥氏体晶界处的含量减少有关。     

Ni9铸钢沿晶断裂的研究

观察了Ｎｉ９铸钢的断口形貌，分析研究了沿晶断裂的形成原因，考察了稀土元素对沿晶断裂倾向的影响．结果表明Ｎｉ９铸钢中沿晶断裂的形成主要与杂质元素Ｈ、Ｐ在晶界偏聚有关．添加稀土后，钢的沿晶断裂倾向明显降低，脆性沿晶断裂消失．     

965 MPa级低合金Cr-Mo-V钢调质工艺优化实验研究

采取正交实验、极差分析等方法对Cr-Mo-V钢调质965 MPa级进行实验,研究淬火及回火工艺对组织及力学性能的影响。实验结果表明:Cr-Mo-V钢经910 ℃淬火,660 ℃+120 min回火后力学性能和韧性匹配最佳;在实验钢的力学性能中,强度和延伸率的主要影响因素为回火温度,冲击韧性的主要影响因素为回火时间;在回火温度660 ℃+保温60 min时,碳化物开始析出,且碳化物的析出量随回火时间的增加而增加。由于在析出物中有许多细小弥散分布的碳化物,并且尺寸适中、圆整度高、均匀分布,减小了冲击时的应力集中,因此韧性得到提高;当回火时间到180 min,析出的碳化物开始聚集长大,韧性略有下降。     

合金钢回火脆性机制探讨

<正> 本文简单介绍了合金钢两类回火脆性和近代关于其机制的研究。笔者认为;事实上,第一类回火脆性并不存在一个简单普适的机理,而依钢的成分、纯度,热处理工艺的不同可以表现为不同的机制,并用示意图加以说明。关于第二类回火脆性一般认为是杂质原子在奥氏体晶界上偏聚,从而降低了晶间结合力所造成,但还应该考虑钢中碳化物沿晶界沉澱提供裂纹形核以及其扩展等因素所起的作用。     

HQ-70钢热影响区韧性的研究

采用热模拟试样研究了 ＨＱ－７０钢热影响区的性能和组织。试验了焊后５００～７００℃ 回火对过热区韧性的影响。结果表明ＨＱ－７０钢在该区具有再热脆性。出现再热脆性的 主要原因是晶界粗大碳化物的析出和晶内二次硬化。此外，磷在晶界的偏也是另一重 要原因。     

回火温度对淬火后30MnB5热成形钢组织与性能影响

将30MnB5热成形钢进行淬火和回火处理,利用扫描电镜、透射电镜、能谱仪和拉伸性能检测等方法研究了不同回火温度后的显微组织和力学性能变化.经200℃保温2 min回火后热成形钢的综合力学性能最佳,抗拉强度为1774 MPa,总伸长率为8%,强塑积达14 GPa·%以上,该性能满足热成形后作为汽车结构件的使用要求;并且随着回火温度的升高,力学性能呈非单调性变化.200℃低温回火后,主要为板条马氏体和ε碳化物,位错密度略有降低,析出的ε碳化物粒子呈针状分布在马氏体板条内,长度方向大小为100 nm左右,并与位错发生钉扎作用.随着回火温度的升高,板条马氏体发生回复和再结晶,板条边界逐渐模糊,并向等轴状铁素体转变,位错密度显著降低,ε碳化物逐渐向低能态的近球形渗碳体转变并粗化至200 nm左右,对位错的钉扎作用也随之减弱.     

微观组织对车轮钢力学性能和磨损性能的影响研究

车轮钢和轨道钢的微观组织和力学性能对高铁运行的安全性和服役寿命具有决定性影响。该工作采用淬回火和淬火雾冷两种热处理制度制备了具有等轴状铁素体和粒状渗碳体的回火索氏体车轮钢和片状渗碳体分布在铁素体中的索氏体车轮钢。通过优化热处理制度,两种钢的晶粒均在7级,属于细晶组织。对两种组织的钢进行伸试验,两种钢的拉伸强度大于900 Mpa,延伸率大于15%;由于淬回火车轮钢中颗粒渗碳体的弥散强化作用,其强度比淬火雾冷的车轮钢更高。夏比冲击试验表明,在室温下淬火雾冷的车轮钢冲击吸收功高于淬回火车轮钢,但随着冲击温度的降低,淬火雾冷的车轮钢冲击功幅度下降幅,而淬回火钢一直到-20℃韧性几乎不降低。模拟高铁载荷和时速500 km运行下轮轨接触频率,将两种钢与相同轨道钢配副做滚动接触疲劳试验。结果表明:淬回火车轮钢的疲劳寿命更长,裂纹的萌生主要发生在试样的表面和亚表面夹杂物或应力集中处,在表面萌生的裂纹一般会沿一定的角度向内部扩展,然后沿平行于试样表面进行扩展,最后从试样上撕裂下来。裂纹扩展一般沿着夹杂物与基体界面进行;当夹杂物阻碍裂纹前进时,裂纹会绕过夹杂继续扩展。在摩擦之后,车轮轨与轨道钢的硬度都有1~2HRC的硬度下降,组织成分由于发生了再结晶及塑性变形下,条带状碳化物被碾碎等因素,使其与原始组织有了很大的不同。在硬度为34HRC左右时有最好的抗摩擦性能。     

喷射成形1.8C-1.6Al超高碳钢晶界渗碳体分析

铸造1.8C-1.6Al超高碳钢具有很高的强度和良好的耐磨性,可以用于高强度汽车薄板等许多方面.但是由于冷速较低,结果晶粒粗大,晶界形成了粗大的碳化物网络,使得它在室温下为脆性,其延伸率几乎为零,机加工性能极差.耐喷射成形工艺由于其冷却速度更快,可以用来细化晶粒,降低元素偏析程度,消除网络碳化物,进而改善超高碳钢的组织与性能.但实验发现,喷射成形1.8C-1.6Al超高碳钢的晶界网络碳化物比铸态时更加完整细密,并没有达到预期的效果.进一步研究发现:由于快速凝固过程中雾化飞行阶段冷却速度很大,所生成的二次渗碳体为长条状,并且非平衡固溶了一定量的Al;而在基板沉积冷却阶段,由于冷却速度下降,合金元素的再分配受到抑制,在晶界生成了含有铁素体的孔洞渗碳体.热处理以后,二次渗碳体受热球化,而孔洞渗碳体则转变为普通的珠光体组织.     

稀土对CuP耐大气腐蚀钢韧性的影响

用系列冲击试验,AES和SEM分析研究了CuP耐大气腐蚀钢中P的偏聚行为,钢中添加稀土后断口形貌的变化及对钢韧性的影响。结果表明,钢中加入稀土,可净化晶界,断口形貌由沿晶断裂向穿晶断裂过渡,提高韧性。CuP钢中确有P沿晶界偏聚。添加稀土后,晶界P偏聚减少,是钢韧性提高的重要原因,但P的偏聚尚未完全消失。     

35CrNi3MoVA钢中硅、锰含量变化对性能的影响

研究比较了2个炉号35CrNi3MoVA钢在杂质元素Si,Mn含量变化的情况下σb、冲击韧性Akv、显微组织及晶粒度,并测算了KIC与Akv的关系,探讨了Si,Mn含量波动对韧性影响的机制.测试分析结果表明:杂质元素含量的波动对其强度、显微组织结构及晶粒度的影响不大,但对Akv及断口形貌的影响较为显著.在该钢中,当Mn含量较高,P和Si含量较低时,Akv具有提高的趋势,其断口撕裂棱较高,韧窝较深.     

35CrMo钢亚温淬火后的低温拉伸和冲击性能

本文通过对35CrMo钢采用在(A+F)两相区内进行亚温加热淬火并高温回火以及常规调质处理后的室温～-196℃光滑和缺口拉伸、系列冲击试验,探索了亚温淬火对改善35CrMo钢低温强韧性的可能性.试验结果表明:35CrMo钢亚温淬火后,可使奥氏体晶粒得到显著细化(达到12级晶粒度);与常规调质处理相比,在低温下光滑拉伸强度稍有提高,而塑性稍有降低.但确显著提高低温下的缺口拉伸强度,降低缺口敏感性.同时还显著提高脆性转化温度附近的冲击韧性,但在其它温区提高不甚明显.冷脆转化温度约降低20℃;亚温淬火后低温下拉伸断裂的基本特征是裂纹均在碳化物和铁素体的边界处萌生,并以穿晶扩展为主.在液氮温度下,也不出现脆性的解理断裂,而是以准解理为主并有少量韧窝的混合型断裂;较佳的亚温淬火工艺是原始为淬火态,采用820℃加热淬火(未溶铁素体约13%左右)和550℃高温回火.     

690MPa级海洋平台用特厚齿条钢的回火稳定性

研究了长时间回火(2,4和8h)对海洋平台用齿条钢A514 GrQ显微组织及力学性能的影响.结果表明,回火过程中,淬火态马氏体板条组织发生回复,C,Cr,Mo和V等元素扩散,析出MC,M₂C和M₂₃C₆型碳化物,回火2h后碳化物类型趋于稳定,并发生Ostwald熟化现象;随着回火时间的增加,实验钢的抗拉强度由淬火态的1100MPa逐渐降低到回火8h时的813MPa,屈服强度由淬火态的931MPa逐渐降低至回火8h时的725MPa;淬火态实验钢回火2h后,-60℃冲击功由淬火态的187J增加至238J,继续增加回火时间,冲击功趋于稳定,约为245J;延伸率由淬火态的15.2%增加至回火2h时的16.7%,并且随着回火时间的增加,升高至回火8h时的19.5%.实验钢在600℃回火2~8h过程中,具有良好的回火稳定性和强韧性匹配,最佳回火时间为2h.