微合金化机制
微合金钢概要(Nb、V、Ti)
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钒能促进珠光体的形成,还能细化铁素体板条,因此钒能用来增加重 轨的强度和汽车用锻件的强度。 碳化钒也能在珠光体的铁素体板条内析出沉淀,从而进一步提高了材 料的硬度和强度。
钒像大多数溶质合金一样能抑制贝氏体的形成。因此,如果它是溶解而不是以 碳化钒和氮化钒的形式沉淀析出,则可用来增加淬透性。 当钢中钒的质量分数低于0.03%时,固溶态的钒才可以占绝大多数,才能 有效地提高淬透性。 与锰提高铌、钒的溶解度一样,钼也提高它们在钢中的溶解度。而添加了 元素钼后,可固溶的钒含量明显增加,可达0.06%左右。
形变强化是因为金属在塑性变形过程中位错密度不断增加,使弹性应 力场不断增大,位错间的交互作用不断增强,因而位错的运动越来越 困难。 引起金属加工硬化的机制有:位错的塞积、位错的交割(形成不易或不 能滑移的割阶、或形成复杂的位错缠结)、位错的反应(形成不能滑移 的固定位错)、易开动的位错源不断消耗等等
钛微合金化的强韧化机理
细晶强化 由固态下高温析出的、弥散分布的TiN,对阻止奥氏体晶粒长大 最为有效,含一定量钛的非调质钢加热至1250℃,仍具有较细的奥氏 体晶粒。 沉淀强化 氮可以提高 TiN稳定性,细化奥氏体晶粒。大量实验结果表明, 氮对提高TiN颗粒钉扎奥氏体晶界的效果起关键性作用。当钢中氮含 量超过ω(Ti)/ω(N)理想配比时,TiN钉扎晶界的作用最有效。增氮 使TiN的稳定性提高,减少了TiN在高温下的溶解,高温下未溶的 TiN 阻碍奥氏体晶粒长大,细化奥氏体晶粒,相变后铁素体晶粒也细小。
固溶强化:合金元素溶于基体金属中形成固溶体而使金属强化,称为固溶 强化。
碳、氮等间隙式溶质原子嵌入金属基体的晶 格间隙中,使晶格产生不对称畸变造成的强 化效应以及填隙式原子在基体中与刃位错和 螺位错产生弹性交互作用,使金属获得强化 弥散强化:材料通过基体中分布有细小弥散的第二相质点而产生强化的方 法,称为弥散强化。
《高Nb微合金钢中NbC的析出对组织与硬度的影响》
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《高Nb微合金钢中NbC的析出对组织与硬度的影响》篇一一、引言高Nb微合金钢因其优良的力学性能和工艺性能,在工程领域得到了广泛应用。
Nb元素作为微合金化元素,其加入能够显著改善钢的强度、韧性及焊接性等性能。
其中,NbC的析出行为对钢的组织和硬度具有重要影响。
本文将重点探讨高Nb微合金钢中NbC的析出机制及其对组织与硬度的影响。
二、NbC的析出机制1. Nb在钢中的存在形式Nb元素在钢中主要以固溶体和化合物形式存在。
其中,化合物形式主要包括NbC、NbN等。
这些化合物的形成对钢的性能具有重要影响。
2. NbC的析出过程在高Nb微合金钢中,Nb与C元素结合形成NbC化合物。
随着钢的冷却过程,NbC逐渐从过饱和固溶体中析出。
析出过程受到钢的化学成分、冷却速度及温度制度等因素的影响。
三、NbC析出对组织的影响1. 晶粒细化NbC的析出可以有效细化钢的晶粒,这是由于NbC作为硬质相,能够在晶界处起到钉扎作用,阻碍晶粒长大。
晶粒细化有利于提高钢的强度和韧性。
2. 第二相粒子形成NbC的析出还会形成第二相粒子,这些粒子对钢的组织具有重要影响。
第二相粒子的存在可以阻碍位错运动,提高钢的塑性变形抗力。
四、NbC析出对硬度的影响1. 硬度的提高由于NbC具有较高的硬度,其析出使得钢的硬度得到提高。
硬度的提高主要表现在钢的表面层,使得钢具有更好的耐磨性和抗疲劳性能。
2. 硬度的分布特点随着NbC的析出,钢的硬度分布呈现出不均匀性。
在晶界处和第二相粒子附近,由于位错运动的阻碍,硬度较高。
而在远离这些区域的基体部分,硬度相对较低。
五、实验验证与分析为了进一步探讨高Nb微合金钢中NbC的析出对组织与硬度的影响,我们进行了相关实验。
通过金相显微镜、扫描电镜及硬度计等手段,观察了钢的组织形态、第二相粒子的分布及硬度分布。
实验结果表明,高Nb微合金钢中NbC的析出能够有效细化晶粒,形成第二相粒子,并提高钢的硬度。
六、结论高Nb微合金钢中NbC的析出对组织与硬度具有重要影响。
金属材料学
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7 、以低碳马氏体钢 20SiMn2MoV 为例,说明 其合金化与强韧性的关系。 (1) 含碳量0.2%
得到低碳马氏体,保证高的强韧性。
(2) Si、Mn、Mo、V
提高淬透性,保证淬火得到低碳马氏体。
(3) Si
避免第一类回火脆性,提高韧性。
(4) V
细化奥氏体晶粒,提高强韧性。
8、说明合金元素对马氏体转变有何主要影响?
加入微合金元素 V 、 Ti 、 Nb 的高强度低合金钢,除了微合金 元素外,主要加入Mn、Si、Cr、Mo、N等合金元素。
2、微合金化元素的作用 (1) 抑制奥氏体形变再结晶。
应变诱导析出铌、钛、钒的氮化物,沉淀在晶界、亚晶界和 位错上,阻碍晶界和位错运动,抑制再结晶。 固溶的铌原子偏聚在奥氏体晶界,增强原子结合力,阻碍晶 界运动。
(2) 不同点
二次硬化是指回火后硬度升高的现象;而二次淬火是指回火 冷却时残余奥氏体转变为马氏体的相变过程。 二次淬火只是产生二次硬化的原因之一;沉淀强化也能产生 二次硬化。
12、钢有哪些强化与韧化途径?为什么一般钢 的强化工艺都采用淬火-回火?
(1) 强化
固溶强化;细晶强化;加工硬化;沉淀强化。
第一章 钢的合金化原理
1.名词解释
(1) 合金元素
为了提高钢的某些性能,有目的地在钢中加入的、含量在一 定范围内的元素。
(2) 杂质元素
由于冶炼工艺、原料等原因,不可避免地存在于钢中,含量
要求低于某一标准值的元素。
(3) 微合金元素
V、Ti、Nb等在钢中加入量即使为0.1%时,也能显著改变组 织和性能的合金元素。
(9) 二次淬火
高合金钢淬火后的残留奥氏体在 500~600℃ 回火时不转变, 而在回火后冷却时发生马氏体转变。
微合金化钢连铸坯角部横裂纹形成机制
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[ 5 】王悦 .冷轧带钢 退火粘结缺 陷影 响因素的研究 及控制措 施.辽宁科技学院学报 ,2 0 0 7 , N o ( 1 ) : 1 9 — 2 0
攀 钢 钛 渣 电炉 关 键 技 术 指标 创 最 优
从攀钢钛业公司科技部了解到 ,该公司围绕提升电炉功率 、降低冶炼电耗 、优化微矿压球生产工艺并确 保连续稳定运行等方面开展攻关 ,目前 ,钛渣电炉的送电功率 、吨渣电耗、降低造球系统故障率等三项钛渣 生产技 术指 标取 得新进 展 ,部分指 标创历 史最 优 。 目前 ,攀钢共 有 3台钛 渣冶炼 电炉 ,功率 均为 2 5 . 5 MW。 钛业公 司不 断摸 索最佳 操作 工艺参 数 ,组 织技 术人 员对 电炉生产 现状 进行分 析 ,并借 鉴 国 内外 成功经 验和做
《 冷轧全氢罩式退火炉工艺研究 》
ห้องสมุดไป่ตู้
6 . 1冷 轧全 氢 罩 式退 火 炉 工 艺制 度 必 须 与热 轧 钢 卷 的技术 参 数 以及 冷轧 轧机 的工 艺制 度 、乳 化液 特 征 等技 术参 数相结 合 。 6 . 2退 火工 艺优化 后不 断提 高 了产 品 的质量指 标 , 同 时 由于缩 短 了退 火周 期 ,充 分 发挥 了罩 式 退火 炉 的
化物 、氮化物或碳氮化物在更高温度下的析 出,从
而降低了铸坯的高温延展性 ,在连铸过程各种应力 的作用下 ,包括弯 曲应力 、热应力 、相变应力 、矫 直应力等 ,铸坯出现横裂纹的频率明显提高。 钢铁 研 究 总院 的学 者 为研 究 微合 金 钢连 铸坯 角
内弧裂纹 ,在弯 曲段铸坯角部温度处于钢的第 Ⅲ脆
氮 化钛 、碳 氮 化铌 、氮化 铝 的开 始 析 出温度 分 别为
钢中微合金元素的作用机理
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2) 与氧、硫的作用
与氧、硫有一定的亲合力。从下图看,Ti与O的亲合力很强
,比铝小一些;Nb、V与O的亲合力比Mn强,但弱于Si。
早期,由于冶炼铸造工艺技术水平的限制,未能解决钛氧化 和烧损问题,使钢材的性能波动大。现在已经解决,发展钛微 合金钢。
由于钛与氧的强亲合力,使得测定钛在铁液中的一些热力学 数据的试验变得异常困难,热力学数据分歧较大。
结构类型 F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C.
2)它们的相互固溶性(合成实验)
由于这些碳化物和氮化物的点阵常数相近与晶体结构相同, 它们之间存在相互固溶;
一些研究者实验研究了它们之间的相互固溶性;
主要的实验结果如下:
√ 二元氮化物系统:NbN-TiN、TiN-VN、NbN-VN形成连续 性固溶体;
TiN
在以后的热处理中不溶解,对阻止晶粒粗化以及沉淀强化,都 没有作用,浪费宝贵的合金元素;
钢中%Ti为0.02,TiN则在L(钢液)-δ-Fe界面上或δ-Fe中 形成,因此控制凝固速度,可以控制TiN质点尺寸与数量;低 合金钢中由于Nb、V都不可能在钢液中形成粗大第二相质点;
但是在钢锭与连铸坯中,由于Nb 强烈偏析,在δ-Fe枝晶间 的钢液中Nb富集,凝固后产生粗大甚至达到微米级沿晶分布 的NbC枝晶状第二相,粗大的NbC使连铸中心容易产生内裂, 或热塑性降低;
指化学成分规范上明确列入需加入一种或几种碳氮化物形成 元素,如GB/T1591-94中Q295-Q460的钢,规定:
Nb:0.015~0.06%; V: 0.02~0.15%; Ti: 0.02~0.20%
一些需要淬透性的机械结构钢中加硼(B),硼广 义上也称微合金元素。
铸造合金中的晶界扩散与强化机制优化技巧
![铸造合金中的晶界扩散与强化机制优化技巧](https://img.taocdn.com/s3/m/53a73a5c6ad97f192279168884868762caaebba7.png)
铸造合金中的晶界扩散与强化机制优化技巧在铸造合金材料的制备过程中,晶界扩散与强化机制是关键的研究方向之一。
晶界扩散主要指的是晶体颗粒之间的原子扩散现象,而强化机制则是指通过控制晶界扩散来提高合金的强度和硬度。
本文将针对铸造合金中的晶界扩散与强化机制的优化技巧进行探讨。
一、晶界扩散的控制晶界扩散对于铸造合金材料的性能具有重要的影响。
晶界是由于晶体生长形成的界面,其中存在着原子的位置畸变和失配。
晶界附近的原子扩散受到晶界的约束,导致晶界的特殊性质。
为了控制晶界扩散,以下几种技巧可采用:1. 温度控制:温度是影响晶界扩散的重要因素之一。
通过控制固溶温度和热处理温度,可以有效地调节晶界扩散速率。
例如,采用较低的温度可抑制晶界扩散,从而提高合金的耐腐蚀性能。
2. 添加合金元素:合金元素的选择和添加可以显著改变晶界扩散行为。
通过添加一些特殊的合金元素,如强化剂、缓和剂等,可以减慢晶界扩散速率,从而提高合金的强度和硬度。
3. 界面工程:通过界面工程的方法,可以有效地控制晶界扩散。
例如,通过构建纳米晶界或者添加界面能量势垒,可以限制晶界扩散,从而优化材料的性能。
二、强化机制的优化强化机制是指通过控制晶界扩散来提高铸造合金的强度和硬度。
下面介绍几种常见的强化机制优化技巧:1. 冷变形:冷变形是一种有效的材料强化方法。
通过冷轧、冷拉伸等变形方法,可以引入大量的位错和孪生结构,从而增加晶界阻尼,阻碍晶界扩散,提高合金的强度。
2. 微合金化:合金中微量元素的添加对于强化材料具有重要意义。
例如,通过添加Ti、Nb等微合金元素,可以形成强化相,限制晶界扩散,提高合金的韧性和耐磨性。
3. 热处理:热处理是优化合金强化机制的常用方法之一。
通过合适的热处理工艺,可以使合金中的晶粒尺寸细化,降低晶界扩散速率,从而提高合金的强度和硬度。
4. 相变强化:合金中的相变对材料的机械性能具有重要影响。
利用合金中的相变过程,可以产生强化相,限制晶界扩散,提高合金的强度和硬度。
稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制
![稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制](https://img.taocdn.com/s3/m/8852f71c814d2b160b4e767f5acfa1c7aa0082ef.png)
稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法及机制本文以稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控为探究对象,通过对H13钢的成分、热处理工艺以及强韧性的相关因素进行分析,提出了一种优化稀土微合金化电渣重熔H13钢强韧性的方法。
探究发现,接受先加入稀土元素再进行合金化处理的方法,可有效提高H13钢强韧性。
同时,适当提高电渣重熔温度和保温时间也能够提高其强韧性。
此外,通过对H13钢物理性能和微观组织的分析,发现稀土元素的加入和电渣重熔处理可以显著改善H13钢的强韧性,并进一步阐述了这一机制。
关键词:H13钢、稀土微合金化、电渣重熔、强韧性调控、机制1. 引言H13钢是一种广泛用于模具和塑胶模具的高合金工具钢,在高温、高压等苛刻环境下具有极好的抗变形和抗腐蚀性能。
随着模具行业的不息进步,对H13钢的强韧性以及其他性能指标的要求也越来越高。
目前,稀土微合金化和电渣重熔等工艺已经广泛应用于优化H13钢的性能。
但对于稀土微合金化电渣重熔H13钢的强韧性调控方法和机制的探究还相对较少。
因此,本文通过试验探究,探讨了稀土微合金化电渣重熔H13钢强韧性调控的方法和机制。
2. 试验方法2.1 材料本文所探究的H13钢为进口优质工具钢,其元素组成如表1所示。
稀土元素接受氧化物形态的混合稀土元素Ce、La、Nd、Pr等。
表1. H13钢元素成分元素化学成分(质量分数/%)C Si Mn Cr Mo V Ni0.33-0.43 0.80 0.20 4.75-5.50 1.10-1.75 0.80-1.20 -2.2 试验步骤2.2.1 稀土微合金化将不同比例的混合稀土元素Ce、La、Nd、Pr等加入熔化后的H13钢中,并进行混合匀称。
待稀土元素充分分离后,进行熔融和铸造处理。
2.2.2 电渣重熔将H13钢经过稀土微合金化后,进行电渣重熔处理,详尽参数如表2所示。
表2. 电渣重熔参数加热炉温度(℃)炉内气氛温度保持时间(min)1450 氩气 602.2.3 热处理对不同处理后的H13钢进行正火和淬火处理,并分别进行差热分析和金相观察。
铌在钢的控轧控冷工艺中微合金化的作用
![铌在钢的控轧控冷工艺中微合金化的作用](https://img.taocdn.com/s3/m/f312005b2379168884868762caaedd3382c4b55f.png)
铌在钢的控轧控冷工艺中微合金化的作用[摘要]本文主要介绍铌的强化原理、铌在钢中微合金化中应用,通过控轧控冷工艺改善铌在钢中的分布来提高铌的性能,以及当今世界铌钢的情况及生产铌钢应用的新工艺。
[关键词]控轧控冷;铌钢;强化;工艺;1.前言目前我国热轧钢筋的消费量已达5000余万吨,相对于发达国家钢筋以400N/mm2以上强度级别应用为主的局面,我国仍以335N /mm2级别的热轧钢筋为主。
近年来,随着建筑结构施工规范GB50010的修订执行HRB400热轧钢筋将逐步成为我国钢筋混凝土结构用主导钢铁材料,该级别钢筋使用比例是逐年上升的趋势。
建设部2022年4月正式新的《混凝土结构设计规范》后,建筑用钢的产品升级换代不断加快,HRB400热轧钢筋的主导钢种20MnSiV的必需原料V-Fe,VN合金价格大幅上涨,导致生产成本显著升高,急需开发新的生产工艺和替代钢种。
世界范围内的钢筋标准中,ISO标准、西欧等国钢筋标准是以轧后余热处理工艺为基础的,而在我国,轧后余热处理钢筋的生产使用受到各种限制,因此高强度级别钢筋生产基本以微合金化为主,在所有的微合金化方式中,以V微合金化最适合长型材生产工艺要求。
微合金化元素的应用较多地集中在Nb、V、Ti三大主要微合金元素,其中对Nb元素的研究应用较多地集中在扁平材上。
与V元素相比Nb析出物的溶入温度较高,因此要求相对高的工艺加热温度,同时Nb 微合金化技术的应用在于Nb的碳氮化物对再结晶的阻滞作用,以此来实现非再结晶轧制,而长型材生产本身具有的高温快轧的特点在现有生产线上较难实现非再结晶轧制。
虽然Nb的碳氮化物的析出强化作用较V的沉淀强化弱,但是利用Nh的沉淀强化和组织强化作用,也可作为HRB400热轧钢筋生产的微合金化方式。
上世纪末,国内开始超细晶碳素钢筋的研究工作。
通过在临界奥氏体区终轧诱发铁素体相变和铁素体动态再结晶,将晶粒细化至微米尺度,实现用普碳钢生产HRB400钢筋,材料成本低,具有经济效益显著和广阔的发展前景。
铝合金中的Sn微合金化:强化作用及机制
![铝合金中的Sn微合金化:强化作用及机制](https://img.taocdn.com/s3/m/a79a396d7fd5360cba1adb5d.png)
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铝合 金 中 的 S n微 合金 化 : 强化 作 用 及 机 制
贾志 宏 , 翁瑶瑶 , 丁 立鹏 , 程 韬, 刘莹莹 , 刘 庆
( 重庆大学材料科学与工程学 院 , 重庆 4 0 0 0 4 4 )
h e a t — t r e a t a b l e a l u mi n u m a l l o y s ,a n d t h e me c h a n i s m o f S n a d d i t i o n o n t h e p r e c i p i t a t i o n i s d i s c u s s e d . Be s i d e s ,t h e p r o b l e ms a n d r e — s e a r c h d i r e c t i o n s a r e p o i n t e d o u t . Ke y wo r d s h e a t — t r e a t a b l e a l u mi n u m a l l o y s ,S n ,mi c r o a l l o y i n g ,a g i n g p r e c i p i t a t i o n
0 引 言
Ab s t r a c t
Mi c r o a l l o y i n g i s a n e f f e c t i v e me t h o d t o i mp r o v e t h e p r o p e r t i e s o f a l u mi n u m a l l o y s .S n i s o n e o f t h e mo s t p o t e n t i a l
微合金钢(Nb、V、Ti)
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沉淀强化 随着转变温度和冷速的不同,析出相在形态和分布特征上存在相间
析出、过饱和铁素体中弥散析出、铁素体内沿位错处析出等几种析出方 式。析出的机理和效果,取决于晶体结构的类型、析出相的尺寸及分布、 微合金元素原子在基体中的扩散及析出速率。总的来说,强化效果与析 出质点的平均直径成反比关系,与析出物质点的体积分数的平方根成正 比关系。
当钢中钒的质量分数低于0.03%时,固溶态的钒才可以占绝大多数,才能 有效地提高淬透性。
与锰提高铌、钒的溶解度一样,钼也提高它们在钢中的溶解度。而添加了 元素钼后,可固溶的钒含量明显增加,可达0.06%左右。
钒在铁素体中的析出
V(C,N)可跟随着γ/α界面的移动在铁素体内随机析出,即为一般析出。 或者平行于γ/α界面,以一定的间距形成片层状分布的相间析出。
球化:球化退火处理 球化退火的主要目的是由热处理使钢铁材料内部的层 状或网状碳化物凝聚成为球状,使改善钢材之切削性能及加工塑性,特别 是高碳的工具钢更是需要此种退火处理。
45钢
35钢
复化:钢铁材料的复相化已成为重要发展方向,广义上讲只要含有两种以上 组织的钢都可称为复相钢
例如马氏体、奥氏体、铁素体、贝氏体、碳化物等,此外引入其他强化手段 如纤维、陶瓷相等,也可成为复相。
相间沉淀转变示意图
V-N钢中V(C,N)析出相
a-0.0051%N;b-0.0082%N;c-0.0257%N;d-0.0095%N,0.04%C
随氮含量增加,V(C,N)量多且弥散度增加。 高温条件下析出反应的化学驱动力小,析出的形核发生在相界上;低温 时,驱动力大,铁素体基体内部也能发生形核。 相间析出的特征之一是温度越低析出相越细
合金化原理-2
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当钢中碳量在中等以上时,Cr对奥氏体晶粒有细化作用而Mn却较 明显的促使晶粒长大。 但在低碳钢中,Mn对晶粒度有细化作用,因此在研究普低钢时, 往往以锰来合金化。 我们知道,粗大的晶粒具有较低的自由能,因此晶粒粗化过程 是一个自发过程。那么为什么有的钢晶粒容易变粗而有的钢就不容易? 最先出现的说法为机械阻碍法:奥氏体晶粒之所以不容易长大, 是由于在晶界上有众多的高度弥散的化合物质点,这些质点机械的阻 碍了奥氏体晶粒的长大。这种高度弥散的化合物,可以使一些稳定的 碳化物、氮化物,甚至是其它非金属夹杂物。 另一种理论认为合金元素对奥氏体晶粒粗化的作用,是由于合 金元素溶入奥氏体之后,改变了晶界能,因而改变了奥氏体的长大倾 向。还有一种理论则认为合金元素对奥氏体晶粒长大的影响,在很大 程度上取决于他们改变了原子间的结合强度,从而引起了激活能和铁 的自扩散系数的变化。
碳化物在奥氏体中的溶解规律
最稳定的化合物的溶解度最低
Cr、Mo、V的碳化物具有最大的溶解 度,是潜在的最有用的合金碳化物, 这是因为当γ→α时,他们最终可 以形成较大的体积份额 Ti、Nb、V的碳化物在奥氏体中的 溶解度随温度的降低而下降。
如果有足够数量的合金元素存在的话,那么合金碳化物将在随 后的冷却过程发生沉淀。
族 周期 2 3 4 5 6 C③④ Sc② Y② La~Lu① ③ Ti① Zr① Hf② V① Nb① Ta② Sn⑤ P④⑤ ⅡA ⅢB ⅣB ⅤB ⅢA B①③ ⅣA ⅤA N① P⑤ As⑤ Sb⑤ Bi④ ⑤ S④ Se④ Te④ ⅥA
7
Ac~Lr① ③
微量痕迹元素对钢性能的有害影响
与痕迹元素相联系的有害效应包括热塑性的降低、 不同形式的脆性以及在淬透性、可焊性和耐蚀性 上有害效应。目前许多研究涉及高质量的不锈钢 或镍基合金,例如选择钢中的合金元素以得到不 同性能,从而使痕迹元素的有害影响变为关键问 题。 当前对痕迹元素有害影响的研究主要集中在晶界 的行为和成分上。其动态再结晶能力是至关重要 的。如果有害痕迹元素存在水平高于ppm范围,那 么即使在低变形下,晶界也会断裂。这些效应可 以通过完全去除有害痕迹元素或者添加一定的有 益痕迹元素来抵消。
《Al和Mo微合金化对Mg-Zn-Y-Mn合金的微观组织和性能的影响》
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《Al和Mo微合金化对Mg-Zn-Y-Mn合金的微观组织和性能的影响》摘要:本研究着重探讨Al和Mo微合金化对Mg-Zn-Y-Mn合金的微观组织与性能的影响。
通过对比实验,分析合金中添加Al和Mo 元素后,其组织结构、力学性能以及耐腐蚀性能的变化。
实验结果表明,适量的Al和Mo元素添加可以显著改善合金的微观结构和性能。
一、引言镁合金因其轻质、高强度和良好的加工性能,在航空、汽车等领域得到了广泛应用。
Mg-Zn-Y-Mn合金作为镁合金的一种,具有优异的力学性能和耐腐蚀性。
然而,为了进一步提高其综合性能,研究者们不断探索通过微合金化来改善其微观组织和性能的方法。
其中,Al和Mo元素的添加被认为是一种有效的手段。
因此,本研究旨在探讨Al和Mo微合金化对Mg-Zn-Y-Mn合金的微观组织和性能的影响。
二、实验方法本实验采用真空熔炼法制备了不同Al和Mo含量的Mg-Zn-Y-Mn合金。
通过金相显微镜、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)观察合金的微观组织结构;通过硬度测试、拉伸试验和腐蚀试验评估合金的力学性能和耐腐蚀性能。
三、实验结果与分析(一)微观组织结构1. 晶粒尺寸:添加Al和Mo后,Mg-Zn-Y-Mn合金的晶粒尺寸得到细化。
适量的Al和Mo能够促进合金晶界的形成,有效抑制晶粒长大。
2. 第二相分布:Al和Mo的加入改变了第二相的分布和形态,形成了更细小、更均匀的第二相颗粒,这些颗粒有助于提高合金的力学性能。
(二)力学性能1. 硬度:随着Al和Mo含量的增加,合金的硬度呈现先增加后稳定的趋势。
适量的Al和Mo可以提高合金的固溶强化效果,从而提高硬度。
2. 拉伸性能:添加适量的Al和Mo能够显著提高Mg-Zn-Y-Mn合金的屈服强度和抗拉强度,同时保持良好的延伸率。
这归因于细晶强化和第二相强化作用的共同结果。
(三)耐腐蚀性能1. 腐蚀速率:Al和Mo的加入降低了Mg-Zn-Y-Mn合金的腐蚀速率。
细晶强化
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四、金属材料细晶强化工艺
(如何获得细晶)
1. 熔炼合金化细化 1.1微合金化 1.2 纳米弥散强化(粉末冶金法和合金内氧化法 ) 2.铸锭晶粒细化 2.1 电磁振荡 2.2 功率超声波 3. 连续铸轧工艺 4. 非晶晶化技术 5.半连铸及连铸技术
1.1微合金化机理
(1)微合金元素在金属熔炼中处于晶粒成长的前沿, 有助于加大前沿金属的过冷 度 ,提高一次成核率 ,增加均质成核数量 ,使金属晶粒细化。
增大材料晶粒尺寸的方法,增加金属材料在高温下的强度。
镍基高温合金,利用定向凝固来获得较大晶粒尺寸甚至单晶,减少晶界对 材料的不利影响,提高高温下的强度。 在熔模铸造型壳中建立特定方向的温度梯度,使熔融合金沿着与热流相反 的方向按照要求的结晶取向凝固的一种铸造工艺。
定向凝固设备由感应熔炼部分、 石墨电阻双区加热部分、冷却部分等 3 部分组成。定向凝固过程中首先对 型壳进行预热,待型壳达到预热温度 后进行合金浇铸,熔体保温静置 一定 时间后以 一定的抽拉速率进行定向凝 固。
强度提高
位错不易穿过晶界, 而是塞积在晶界处。
一、基本原理
2、金属屈服强度与晶粒大小关系 霍尔佩奇(H-P)关系式
1 2
( 的常 数
d为晶粒直径
多晶体的强度 和晶粒的直径呈 ( -1/2 ) 次 方 的 关 系,即晶粒越细强 度越高。
细化到1μ m , 屈服强度由 150~ 230MPa提高到 600~ 650 MPa, 并有望达到 800MPa。目前可供实行微合金化的元素主要有 Al 、Sc 、Ti 、V 、Y、Zr 、 Nb、Ce 、La 等 ,添加量为 0.1%~ 0.5%。
1.2 纳米弥散强化(粉末冶金法和合金内氧化法 )
二、纳米尺寸晶粒(晶粒尺寸在1~100nm间)
钒、氮微合金化钢筋的强化机制
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钒、氮微合金化钢筋的强化机制
钒、氮微合金化钢筋的强化机制包括:
1. 钒和氮的固溶强化作用:钒和氮作为微合金元素,能够固溶在钢中并对钢的晶体结构产生影响,使其晶粒细化,提高钢的强度和韧性。
2. 钒和氮的析出强化作用:在热处理过程中,微合金元素钒和氮会向晶界或其它空位中析出形成微观强化体和纳米结构,从而提高钢的强度和韧性。
3. 钒和氮的沉淀强化作用:在钒、氮微合金化钢筋的使用过程中,微合金元素钒和氮会在钢筋表面形成氮化物和钒化物沉淀层,这层沉淀层会阻碍钢筋表面的腐蚀和氧化,从而提高钢筋的抗腐蚀性能和使用寿命。
总之,钒、氮微合金化钢筋的强化机制是一种多方面的机制,包括了固溶强化、析出强化和沉淀层保护等多种方面的影响,这些机制的综合作用使得钒、氮微合金化钢筋具有更高的强度、韧性、抗腐蚀性和使用寿命等特点。
NiAl金属间化合物的强韧化探究
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NiAl金属间化合物的强韧化探究摘要NiAl金属间化合物的物理性能及化学性能都非常优良,其结构使其有着广阔的高温环境应用前景。
但是其在室温条件下的塑性及韧性都相对较差,高温条件下的强度低,加工成型比较困难,因此实用性大大下降。
本文针对NiAl 金属间化合物的强韧化的方法做出研究,主要从合金化、单晶制备以及晶粒的细化三方面进行阐述,采用恰当的加工工艺及制备方法就可以得出具备较好综合性能的NiAl基金属间化合物。
关键词NiAl金属间化合物;强韧化1宏合金化改善NiAl合金力学性能有一种极为有效的途径,即合金化。
在NiAl中加入合金元素进行宏合金化,可以在NiAl中引入塑性或者调整合金,使得NiAl的综合性能得到提高。
可以增强韧化的合金机制通常有以下几种:向合金中加入具有固溶度的元素,比如Fe、Co等,这种机制是利用溶质气团钉扎位错引起固溶强化;或者将伪共晶形成元素加入合金中,比如Cr,这种机制是利用形成的伪共晶组织提高合金的高温强度以及室温韧性;此外还有一种是将合金化元素加入合金中,合金基体中会形成塑性第二相,以提高合金的塑性化。
本文我们着重来看一下加入固溶度元素的宏合金化。
通过近年来的研究可以发现,在合金中加入Fe元素可以促进滑移,从而其塑性得到提高,并且可以提高合金的高温蠕变抗力。
B2β′相以及无序γ相组成了NiAl-Fe合金热挤压组织,无序γ相由L12结构的γ′相的无序组成,并且各相间分布形态为条带状。
挤压态NiAl-Fe合金采用一个小时1050℃空冷热处理以后,室温延伸率可以达到5%,而面缩率则为6.7%,而NiAl室温的延伸率几乎为0,将二者进行对比,无论是塑性还是延伸率都得到大幅度的改善。
通过观察室温拉伸断口的形貌可以看出,β′相粗大,呈现穿晶解理断裂,γ与γ′相断裂形貌则为韧窝状塑性断裂;通过观察NiAl-Fe拉伸断裂的总截面可以看出,通常脆性的β′相容易形成裂纹,而在β′相和γ加γ′的相界面终止,这就表明γ加γ′塑性相可以阻隔止在β′相裂纹的进一步扩展,因此NiAl-Fe的塑性可以得到大幅度的改善。
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微合金化元素
在钢中重量百分比低于0.1%左右而对钢的性能和微观组织有显著或特殊影响
的合金添加元素,称为微合金化元素。(Nb、V、Ti等) “微合金化”即是指这些元素在钢中的含量很低,和钢中不需要的残余元素 不同,微合金化元素是有目的地加入钢中以改善钢材的性能。合金化元素和 微合金化元素不仅在合金含量上有明显的区别,而且其不同的冶金效应也各 有特点:合金化元素主要是影响钢的基体;而微合金化元素除了溶质原子的 拖曳作用外,几乎总是通过第二相的析出而影响钢的显微组织结构。 有效和合理地使用微合金化元素,可以为通过形变热处理来提高HSLA钢的 强度和韧性提供坚实的基础。 此外,对于Nb,Ti可以用作在IF钢中固定钢中游离的C、N等
也可能形成任何钛的氧化物,此时要考虑钢中各种成分对氧的活度的 影响,特别是铝和硅元素的影响。锰含量对任何钛的硫化物形成都有
很强烈的影响。由于钛的碳硫化物比锰的硫化物在热变形温度下具有
更高的硬度,因此,在标准生产中低硫含量还未普及时,钛曾一度用 于硫化物形态控制。 最后需要强调的一点是,如果有足够的钛,则钛的碳化物是在低温奥 氏体区或γ/α转变之后才形成的。另外,钛在铁素体也可能形成磷化 物。
在析出相中,其中的粗大的方形颗粒主要是在加热过程中的未溶碳氮化物粒子。在这种大型的方形颗粒 中,主要含Ti的碳氮化物,Nb的含量很小。这主要是由于Nb的固溶温度比较低,在1250℃的奥氏体化 温度下,几乎已经完全的固溶,而Ti的碳氮化物完全固溶温度很高,所以在奥氏体加热未溶的大析出物 颗粒的主要成分为TiN。图5.2为这种析出物的形貌。图5.3是试验钢在900℃变形50%后,以20℃/s冷却 到650℃,然后以0.2℃/s冷却到室温后的析出物形貌。在图5.2中的粗大的近似方形的析出物粒子不可能 是应变诱导形成的析出物,因为奥氏体中微合金元素的扩散速度很慢,在变形后的较短时间内很难立即 析出并长大。只有在图5.3中所示的那些细小弥散的圆形粒子才是应变诱导析出的微合金碳氮化物。这 些细小弥散的析出相能够显著的提高钢材的强度,沉淀强化也是提高高强度微合金钢的最重要的强化方 式之一。
V-Ti-Nb碳、氮化物溶解度
Nb(CN)的固溶度积
Nb是强碳、氮化物形成元素,在含Nb钢中主要以碳、氮化物的形式存在,可以形成 稳定性很高的碳、氮化物或碳氮复合化合物。碳、氮原子半径与铝的原子半径比值分 别为0.53、0.49,均小于0. 59,因此形成的铝的碳氮化物均为简单点阵结构的间隙 相.它们在钢中的溶解和析出行为是一个可逆的化学反应过程,文献介绍的常用的Nb的 碳、氮化物产γ-Fe中[Nb][C];[Nb][N]的固溶度积公式为:
微合金元素的选择
有效影响钢的显微组织结构的析出质点是在热加工和热处理过程中形成的, 由此要求微合金化元素要首先固溶在基体中。 某一化学元素在钢基体中的固溶能力取决于该元素原子尺寸与铁原子尺寸之 差。表4.48给出了各种难熔元素的原子半径。由于与铁原子半径相差很大, 强烈碳化物和氮化物形成元素如锆等基本不溶于钢中,因此对改变钢的显微 组织结构没有实用性。 综合以上考虑,根据化学和物理性能原因,一般不把VIa族元素及锆、铪作 为有效的碳氮化物形成元素。此外,钽由于稀有和昂贵的价格也限制了它的 广泛应用。 因此,在钢中实际可利用的微合金化碳-氮化物形成元素也就集中在钛、钒、 铌了。
FATT 700 Nf
可以看出,30ppm左右的自由氮将使冲击转变温度升高38℃。
微合金化合物
氧、氮或钛含量越低,形成TiO或TiN的温度也越低,析出物的尺寸 也就越小。均匀分布和稳定的质点可以控制奥氏体晶粒的尺寸,这种 作用通常用于热轧前再加热过程和焊接热影响区晶粒的细化。
在凝固后较低的温度下,钛和硫反应形成硫化物或碳硫化物。类似地
0.3μm 0.2μm
950℃变形5℃/s冷却位错组织
850℃变形5℃/s冷却位错组织
变形对M(CN)析出的影响
应变奥氏体中的M(CN)的固溶度积明显低于无应变奥氏体中M(CN) 的平衡固溶度积。 然而实际中很难达到平衡沉淀,这一方面是由于沉淀反应需要时间 才能完成,在实际中很难提供足够的道次间间隔时间来让沉淀反应 完全地进行;另一方面,并不需要微合金碳氮化物完全平衡沉淀析 出,因为钢材化学成分固定时,奥氏体中沉淀析出的M(CN)相越多, 则在铁素体中沉淀析出的M(CN)相将越少,这对沉淀强化作用有不 利的影响。 随着变形温度的升高,析出相的平均直径变大。这主要是在高温时 候,扩散速度也比较快,第二相质点由于Ostwald熟化作用而粗化。 但是在900℃以下的时候,第二相质点的粗化速率很小。第二相质点 的控制因素主要是初始沉淀析出物的尺寸,而这在一般的微合金钢 中没有太大的变化,因为初始沉淀析出物的尺寸主要跟化学成分、 析出温度和具体的合金系等因素有关。同时,由于析出时间较短, 析出量较少,该变化并不很明显。
A B C
D
E
F
图 5.4 不同变形温度和变形量对析出影响 A)850℃变形30% B)850℃变形60% C)900℃变形30% D)900℃变形60% E)950℃变形30% F)950℃变形60%
综合来说,微合金元素碳氮化物在控制轧制时的析出可 以分为三个阶段: 均热未溶的微合金碳氮化物质点将通过质点钉扎晶界机 制而阻止均热奥氏体晶粒的粗化,保证得到细小的均热 奥氏体晶粒; 在控轧过程中应变诱导析出相通过钉扎晶界和亚晶界的 作用而显著的阻止奥氏体再结晶和晶粒的长大,如果这 部分在冷却时保留到室温,也产生一定的强化效果; 在控制轧制相变发生以后,残留在奥氏体中的微合金元 素进一步在铁素体中析出,产生显著的析出强化效果。
影响。如果这些颗粒不进入钢渣中由于其形成温度高,颗粒相对粗大,应视为
对钢的塑性有破坏性的有害夹杂物。由于颗粒尺寸大,其细化显微组织结构的 能力大大降低。 但是,由于钛可以形成TiO和TiN减少了钢中自由氧和氮的含量,因此,钛仍有 好的作用。因为自由的氧和氮对钢的韧性是有害的。 例如,自由氮(Nf)损害钢的冲击转变温度(FATT)可根据下面公式算出:
Nb的存在形式和作用
Nb的碳氮化物的形貌
试验表明奥氏体中沉淀析出的微合金碳氮化物将优先在奥氏体晶界、亚晶界 和位错上形核沉淀。 晶界和亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化物能有效地钉扎晶界和亚晶界使其 难于运动,其比均匀分布的微合金碳氮化物更为有效地阻止奥氏体晶粒粗化。 然而,晶界或亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化合物本身并不能使钢材强韧 化,反而在很大程度上使钢的韧、塑性明显降低 。 晶界亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化物比位错上或基体内均匀形核沉淀的 微合金碳氮化物更易于聚集长大和粗化,因而其质点尺寸明显地比位错上或 基体内均匀形核沉淀的质点粗大,这一方面将使阻止奥氏体粗化的作用相对 减小,另一方面还将使其对钢的塑性、韧性的损害作用增大。
图 5.2 未溶粒子典型形貌
图 5.3 应变诱导析出粒子形貌
在图5.4可以看到有两种的碳化物析出,其中针状的析出物是在贝氏体中析出的ε碳化物,是在淬火冷却的过程中析出的, 不是由于应变诱导析出的。在图中还可以看到的圆形颗粒状析出物是在变形过程中由于应变诱导析出的。由图中看到, 在变形中应变诱导析出的微合金碳氮化物十分稀少,尺寸也很小,大约在几个到几十个纳米左右。在各个温度变形都可 以看到,随着变形量的增加,析出相略有增加,但是变化很不明显。随着变形温度的升高,析出相的平均直径变大。这 主要是在高温时候,扩散速度也比较快,第二相质点会由于Ostwald熟化作用而粗化。但是在900℃以下的时候,第二相 质点的粗化速率很小,第二相质点的控制因素主要是初始沉淀析出时候的尺寸。而这在一般的微合金钢中没有太大的变 化,初始沉淀析出的尺寸主要和化学成分、析出温度和具体的合金系等因素有关。
形成氮化物和碳化物趋势从图中右上角向左下角方向逐渐增强;而且形成氮化物的倾向要强 于形成碳化物的倾向。 除形成氮化物和碳化物的倾向外,第IVa族元素还具有更高的形成氧化物和硫化物的倾向。
VIa族元素与非金属化台物的亲合力比Ⅳa族和Va族元素低,此外他们的碳化物具有正斜方体
或六角体的晶体结构。这种结构与1Va族和Va族元素的面心立方结构碳化物相比较,不太可 取,面心立方和钢的立方体基体有一定的共格性,这可能对钢的性能有益。
微合金元素的化合物及固溶度积
非金属化合物溶解和生成的平衡条件是由其溶解度积来描述的。钛是有很强的 形成氧化物、硫化物以及氮化物和碳化物趋势的元素。
图4.177归纳了几种钛化物的溶解度积。可以看出其氧化物在液态阶段已经形
成。就大多数钢的典型氮含量水平而言,甚至钛的氮化物在凝固前或凝固过程 中也已形成。在钢液中形成的这些颗粒可以被分离到钢渣中,对钢的性能没有
钛、钒、铌三种元素在奥氏体中形成氮化物和碳化物的自由能,反映了 获得这些化合物的能力
微合金化合物
由于钛的氮化物是在较高温度下形成的,并且实际上不溶于奥氏体,
因此这种稳定的化合物起着在高温下控制晶粒尺寸的作用。 在另一方面,钒的氮化物和碳化物在奥氏体区内几乎完全溶解,因此
对控制奥氏体晶粒不起作用。钒的化合物仅在γ/α转变过程中或之后
析出。在这样低的温度下形成的析出物非常细小,产生析出强化,提 高钢的性能。 钛的碳化物及铌的氮化物和碳化物的溶度积均在这些极限之间,表明 这些化合物均可在上奥氏体区域内溶解并在低温下重新析出。
因此,了解这些微合金化元素的基本行为如溶解性、碳化物或氮化物的沉淀
及对奥氏体再结晶的延迟等,是非常重要的。
各种微合金化元素的应用年代
微合金元素的潜势
根据各元素在周期表中的位置,可以大致确定其对钢的性能产生何种可能的影 响。 图4.176显示出4-6周期的IVa—VIa族的化学元素。这些元素因为其熔点很高 通常被称为“难熔金属”。它们不仅具有高的熔点,而且具有形成氮化物和碳 化物趋势。这种趋势从图中右上角向左下角方向逐渐增强;而且形成氮化物的