钛微合金化抗低温冲击H型钢Q345E的开发

钛微合金化CM690三级船用锚链钢的开发

钛微合金化CM690三级船用锚链钢的开发* 刘丽霞1，孔凡杰2，王世俊1，周云1，彭军3 （1 安徽工业大学冶金与资源学院，安徽马鞍山 243002； 2 南京钢铁联合有限公司，江苏南京 210035； 3 北京科技大学冶金与生态学院，北京 100083）摘要：为提高三级锚链钢的各项机械性能，改善钢的质量，将钛微合金化技术应用于CM690三级船用锚链钢的生产试验中。结果表明，在钛含量为0.020%～0.030%时，所生产的CM690三级船用锚链钢各项机械性能指标不仅达到了国家标准要求，而且其抗拉强度远高于国家标准要求。提高了钢的质量，同时开发出钛微合金化CM690三级船用锚链钢新钢种。关键词：CM690；锚链钢；钛；微合金化；机械性能中图分类号：TG142；TG335.6+2 文献标识码：A 文章编号：1004-4620（2007）06-0026-03 Development of Ti Microalloyed CM690 Grade Three Anchor Chain Steel for Ship LIU Li-xia1, KONG Fan-jie2, WANG Shi-jun1, ZHOU Yun1, PENG Jun3 （1 School of Metallurgy and Resource, Anhui University of Technology, Maanshan 243002, China; 2 Nanjing Iron and Steel Unite Co., Ltd., Nanjing 210035, China; 3 Metallurgy and Ecology School, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China） Abstract: In order to increase the mechanical properties of grade three anchor chain steel for ship and to improve the quality of steel, the technology of Ti micro-alloying was applied in producing grade three anchor chain steel. The industrial practice shown that all mechanical properties of produced anchor chain steel, especially the tensile strength, meet the requirement of national standards when the content of Ti is between 0.020%～0.030%. So producing high quality new type Ti micro-alloying

钛合金表面处理

钛合金表面处理引言钛在高温下易于与空气中的O、H、N等元素及包埋料中的Si、Al、Mg等元素发生反应，在铸件表面形成表面污染层，使其优良的理化性能变差，硬度增加、塑性、弹性降低，脆性增加。钛的密度小，故钛液流动时惯性小，熔钛流动性差致使铸流率低。铸造温度与铸型温差(300℃)较大，冷却快，铸造在保护性气氛中进行，钛铸件表面和内部难免有气孔等缺陷出现，对铸件的质量影响很大。因此，钛铸件的表面处理与其它牙用合金相比显得更为重要，由于钛的独特的理化性能，如导热系数小、表面硬度、及弹性模量低，粘性大，电导率低、易氧化等，这对钛的表面处理带来了很大的难度，采用常规的表面处理方法很难达到理想的效果。必须采用特殊的加工方法和操作手段。铸件的后期表面处理不仅是为了得到平滑光亮的表面，减少食物及菌斑等的积聚和粘附，维持患者的正常的口腔微生态的平衡，同时也增加了义齿的美感；更重要的是通过这些表面处理和改性过程，改善铸件的表面性状和适合性，提高义齿的耐磨、耐蚀和抗应力疲劳等理化特性。一、表面反应层的去除表面反应层是影响钛铸件理化性能的主要因素，在钛铸件研磨抛光前，必须达到完全去除表面污染层，才能达到满意的抛光效果。通过喷砂后酸洗的方法可完全去除钛的表面反应层。 1. 喷砂：钛铸件的喷砂处理一般选用白刚玉粗喷较好，喷砂的压力要比非贵金属者较小，一般控制在0.45Mpa以下。因为，喷射压力过大时, 砂粒冲击钛表面产生激烈火花，温度升高可与钛表面发生反应,形成二次污染，影响表面质量。时间为15~30秒，仅去除铸件表面的粘砂、表面烧结层和部分和氧化层即可。其余的表面反应层结构宜采用化学酸洗的方法快速去除。 2. 酸洗：酸洗能够快速完全去除表面反应层，而表面不会产生其他元素的污染。HF—HCl系和HF—HNO3系酸洗液都可用于钛的酸洗，但 HF—HCl系酸洗液吸氢量较大，而HF—HNO3系酸洗液吸氢量小，可控制HNO3的浓度减少吸氢，并可对表面进行光亮处理，一般HF的浓度在3%~5 %左右，HNO3的浓度在15%~30%左右为宜。二、铸造缺陷的处理内部气孔和缩孔内部缺陷：可等热静压技术(hot isostatic pressing)去

微合金化的元素作用

在普通碳钢通常依靠加入碳来提高强度，这样就造成了提高碳含量的同时必然降低钢的塑性和韧性。使普碳钢不能满足强度与韧性的更好组合，由此人们开始研究不增加碳含量，加入其它元素来提高强度，也就是保持低碳钢的韧性前提下，利用微合金化提高强度。此类钢的综合力学性能比低碳结构钢有很大的改善，而与普通合金钢相比，其添加的合金元素又如此之少，按重量百分比，再继之以控制冷却，才能使钢的性能更佳，此类钢使用之前一般不再进行热处理。微合金化元素在钢中的作用主要是细化晶粒，阻碍再结晶进行以及析出强化。 1Nb的作用在超低碳贝氏体钢（ULCB）的整个发展过程中，微量Nb起着独特的作用。这类钢中C含量已经降到0.05%，又不加入较多合金元素，因此强化主要靠位错强化，析出强化特别是组织强化。近年来的研究表明，微量Nb在超低碳贝氏体钢（ULCB）中的作用，主要体现在以下两个方面。 1）微量Nb抑制变形再结晶行为，加剧变形奥氏体中的应变积累，大幅度提高相变前组织中的位错密度。超低碳贝氏体钢（ULCB）的优良综合性能主要来自钢的组织细化以及贝氏体中的高位错密度，再实现这一目标，首先需要在控轧过程中，在非再结晶区轧制时引入大量高密度畸变区，这些高密度畸变区在随后的冷却过程中成为相变核心，大幅度促进相变组织细化。同时，要在发生切变形型贝氏体相变过程中，能把相当一部分变形位错保留在贝氏体基体中，从而大幅度提高贝氏体基体强度。为了达到这一点，要求钢种有相当高的热轧再结晶

终止温度以及抑制冷却时扩散型铁素体转变的能力，合金成分设计充分考虑了Nb及Nb—B这方面的作用。 2）微量Nb与B、Cu的复合作用加快了诱导析出，稳定变形位错结构。微量Nb加入贝氏体钢中的第二个作用是，这类钢高温非再结晶轧制阶段会应变诱导形成极细的Nb（C、N）析出物。这些析出物主要析出在变形晶界及变形位错网上，它们阻碍了位错的恢复以及消失的过程，稳定了位错结构，为随后冷却过程相变形核提供更多机会，同时组织新相的长大，最终细化组织。实验研究表明当Nb和B、Cu综合加入时，它们的综合作用会进一步促进析出过程加速，并且进一步降低冷却时的相变温度，使最终组织进一步细化。 2Cu的作用对含Cu的超低碳硼钢研究发现，Cu能显著地降低B钢的γ→α 转变温度，当采用炉冷时的转变温度降低160℃，即使用最快的冷速，仍可使转变温度降低40℃，实验发现，Cu在单独作用时，对γ→α转变只有中等程度的影响，转变温度降低的数值正比于Cu的含量，大约1%的Cu使转变温度降低11℃，但是在Cu—B系的低碳B钢中Cu和B 的复合作用是很显然的，实际上，它们的复合作用比（Mo+B）的复合作用还强的多。Cu作为合金元素加入到钢中除了对相变点发生影响外，主要是依靠铜钢的时效硬化作用来得到好的综合性能。例如钢中添加了大量的Cu时，依靠Cu的时效硬化，在对韧塑性没有明显损害的条件下，得到高强度。各国的铜钢的Cu含量不同，例如我国常常采用范围在0.08—0.80%，而美国加入的Cu量很高，可达2.0%左右。

微合金钢

微合金钢微合金化是一个笼统的概念，通常指在原有主加合金元素的基础上再添加微量的Nb、V、Ti 等碳氮物形成元素，或对力学性能有影响、或对耐蚀性、耐热性起有利作用、添加量随微合金化的钢类及品种的不同而异，相对于主加合金元素是微量范围的，如非调质结构钢中一般加入量在0.02—0.06%，在耐热钢和不锈钢中加入量在0.5%左右，而在高温合金中加入量高达1—3%。微合金化钢的基本属性：(1)添加的碳氮化物形成元素，在钢的加热和冷却过程中通过溶解一析出行为对钢的力学性能发挥作用。 (2)这些元素加进量很少，钢的强化机制主要是细晶强化和沉淀强化。 (3)钢的控轧控冷工艺对微合金化钢有重要意义，也是微合金化钢叫作新型低合金高强度钢的依据。钢的微合金化和控轧控冷技术相辅相承，是微合金化钢设计和生产的重要条件。因此说，微合金化钢是指化学成分规范上明确列进需加进一种或几种碳氮化物形成元素的钢。如GB/T 1591—94中Q295一Q460的钢，对其中Nb、V、Ti的含量通常有以下规定： (1)Nb，0.015％～0.06％； (2)V，0.02％～0.15％(0.20％)； (3)Ti，0.02％～0.20％。同时规定Nb+V+Ti≤0.15％。微合金化的高强度低合金钢。它是在普通软钢和普通高强度低合金钢基体化学成分中添加了微量合金元素(主要是强烈的碳化物形成元素，如Nb、V、Ti、Al等)的钢，合金元素的添加量不多于0.20％。添加微量合金元素后，使钢的一种或几种性能得到明显的变化。典型的微合金钢有15MnVN和06MnNb。微合金钢中含有一种或几种微合金元素，其含量大约在0.01％～0.20％之间。微合金钢由于屈服强度高、韧性好、焊接性和耐大气腐蚀性好，可用于大型桥梁建筑，制造各类车辆的冲压构件、安全构件、抗疲劳零件及焊接件，它也是锅炉、高压容器、输油和输气管线，以及工业和民用建筑的理想材料。关于微合金钢中Nb的析出对变形诱导铁素体相变的影响有两种不同观点:一是认为在变形过程Nb通过动态析出消耗形变储能而抑制变形诱导铁素体相变; 微合金钢就是这些“高技术钢材”中用量最大的一种。处理办法：微处理可有效地提高16Mn原规格钢板、20MnSi大规格螺纹钢筋的屈服强度约10—20Mpa，改善A、B级一般强度板和X42—X46级管线钢的低温韧性，还可使16Mnq、15MnVNq 桥梁钢板的时效敏感比降低或消除。据不完全统计，1998年我国微合金化钢的产量为346万吨，占年全低合金高强度钢总产量55.1%。微处理钢（主要是Nb处理和Ti处理，还包括稀土处理钢在内）产量大致也在300万吨左右。近20年来，世界钢铁工业最富活力和创造性进展，莫过于低合金高强度钢生产装备和工艺技术前所未有的变革，几乎使低合金高强度钢的所有品种领域更新了一代，甚至两代。微合金化钢属于低合金高强度钢范畴，或者说是新型的低合金高强度钢。我国80年代以来的钢材生产及近年的钢材品种结构调整同样表明了： ①低合金高强度钢的新发展，借助了钢铁生产工艺技术的一切进步和最新成就。 ②低合金高强度钢的产量大，使用面广，适应了方方面面特殊性能要求，支持了各行各业产品的升级，增加了我国的机电产品和成套装备生产的竞争力。 ③微合金化带动了我国富有合金资源的生产和综合利用，微合金化钢生产促进了钢铁企业结构调整和流程优化。所以，形成了一个崭新的观点，发展微合金化钢就是抓住了基础原材料工业发展的关键，通

氟化物对纯钛及钛合金的腐蚀作用

氟化物对纯钛及钛合金的腐蚀作用近年来，钛和钛合金广泛应用于口腔领域，是最常用的口腔材料之一。钛由于与氧具有很高的亲和力，拼在其表面形成了一层紧密而稳定的氧化膜而具有出色的耐腐蚀性。有研究表明氟离子在酸性环境下能破坏这层氧化膜，从而削弱钛的抗腐蚀能力。目前，含氟牙膏、正畸凝胶等含氟牙膏产品大量应用于口腔。钛及钛合金暴露于含氟的复杂口腔坏境中。在此情况下，钛及其合金的腐蚀行为受到氟化物本身浓度、环境酸碱度、口腔中蛋白质和钛合金的成分以及种植体材料表面微形貌等方面的影响。 1.氟化物腐蚀原理钛材料良好的抗腐蚀性只要是由表面薄二致密稳定的氧化膜产生，这层氧化膜在破坏后能在含氧环境中迅速形成。这使得氧化膜的破坏和修复（再钝化）维持在一个稳定的状态，保护内部的钛元素不被继续氧化。但有报道发现，钛表面氧化膜在氢氟酸溶液中会出现溶解。目前普遍认为氟化物对钛及钛合金的腐蚀原理是口腔中溶解的氟化物和氢离子结合形成氟化氢。氟化氢能优先吸附于钛表面氧化膜的某些点上，排挤掉氧原子，然后和氧化膜中的太离子结合形成可溶性氟化物，使钛发生点蚀。反应方

程如下： Ti2O3+6HF=2TiF3+3H2O, TiO2+4HF=TiF4+2H2O, TiO2+2HF=H2O+TiOF2. 表面氧化膜破坏发生多孔性改变后，导致深部钛的暴露。钛是一种活性很高的金属，在含氢或析氢腐蚀环境中会持续吸收氢，在钛晶面生成TiH2,促进腐蚀的进程，甚至形成微裂纹，最终导致钛材料修复失败。 2.氟化物腐蚀影响因素 2.1氟化物的浓度口腔中氟化物主要来源于含氟牙膏和漱口水等口腔保健品，其浓度范围1000~10000Ppm不等，使用这些保健产品会导致口腔局部氟离子浓度增高。有研究发现在酸性溶液中，氟离子浓度达到30ppm时，钛表面的氧化膜即可出现破坏，说明低浓度的氟离子就减弱了钛材料的抗腐蚀性能。（1）高浓度氟溶液对钛表面的腐蚀作用在弱酸环境中就能进行。Her-Hsiung Huang 溶液中能检测到更高的钛离子溶出量，这也间接说明了钛在酸蚀化电阻下降明显，抗腐蚀性能下降。马长柏等（3）发现腐蚀产生的点状凹陷的分布范围和深度均随氟离

微合金元素在钢中作用

微合金元素在钢中溶解析出及影响因素？在奥氏体中，氮化物通常比碳化物更加稳定。微合金化元素不同，其碳化物和氮化物的溶解度绝对值有很大差异：V、Ti的碳化物与氮化物的溶解度差值较大，而Nb的碳化物与氮化物的溶解度比较接近，尽管NbN的溶解度仍然低于NbC的溶解度。ALN的溶解度与NbN 接近，说明其溶解度比VC还要大。多数微合金碳化物和氮化物在奥氏体中的溶解度比较接近，虽然多数微合金元素的碳化物或氮化物在钢水中的溶解度还不确定，数据显示，TiN在钢水中的溶解度要比在同温度奥氏体中高10～100倍；因此TiN在1600℃钢水中的溶解度与其它微合金化元素在1200℃奥氏体中的溶解度接近。热力学计算表明，Nb的碳化物和氮化物在铁素体中的溶解度要比同温度的奥氏体中的溶解度低1个数量级。实验和热力学计算均证实，VC在铁素体中的溶解度要比同温度的奥氏体中的溶解度低1个数量级。碳化物和氮化物的溶解度差导致碳氮化物中富集低溶解度化合物（氮化物）。在通常的复合微合金化钢中，碳化物和氮化物的溶解度差按铌、钒、钛的次序增大。合金碳氮化物中富集的氮化物的分数比例按钛、钒、铌的次序递减。合金碳氮化物中碳化物和氮化物的分数比例取决于钢中C和N的含量，在大多数钢中，远高于氮含量的碳含量在一定程度上抵销了碳化物和氮化物在溶解度上的差异。合金碳氮化物中碳化物和氮化物的分数比例还受合金元素含量的影响，合金元素含量升高降低氮化物的分数比例，尤其是在合金元素含量超过氮在钢中化学计量比的情况下。提高温度会增加氮化物的分数比例。钢中未溶解合金碳氮化物的数量高于从不互相溶解的析出模型所预期的值，更为重要的是，合金碳氮化物能够在独立碳化物或氮化物的溶解度曲线以上温度存在。 1、应变诱导析出：未变形材料中除了在晶界和相界上形核外，沉淀相在晶粒内主要是以均匀形核机制生成；而在变形材料中，沉淀相主要在位错和各种晶体缺陷上非均匀形核。由于在位错上形核的激活能低，因此形核率很高，可得到很高的沉淀相粒子密度和很小的沉淀相尺寸。变形使析出过程的孕育时间大大缩短。 2、钢的成分偏聚：由于钢液在凝固过程中发生溶质元素的偏聚，在枝晶间隙区的浓度要明显高于钢的平均含量，即使经过高温的固溶处理，在微米尺度上溶质元素在钢中仍然是不均匀分布的 3、Ostwald 熟化：Ostwald熟化过程在析出相体积分数不变的条件下，通过颗粒的粗化使基体和析出相的界面能明显降低。在熟化过程中，第二相颗粒被一定厚度的基体所分离，为了确保相互分离的大颗粒长大而小颗粒缩小乃至消失以降低系统的总界面能，颗粒通过基体一定存在一种非接触式的感知。微合金元素在钢对钢中组织元素及相转变的影响？当钒单独加入时，并不抑制铁素体的形成；相反，它加速珠光体的形成。然而，当钒和铌同时存在时，易于形成贝氏体组织，而钒在贝氏体内沉淀析出。正是这种钒与铌的差别，导致了在热轧交货的小型材中多倾向于加钒。这些轧态小型材冷却快，如果有铌存在的话，则形成导致脆性的贝氏体组织，而含钒钢中则不会形成这种脆性组织。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。微合金对钢铁强度韧性热塑性的影响及强韧化机理？钒通过在铁素体中的沉淀析出，来增加钢的强度，它可使钢的强度增加150MPa以上。碳氮化物在轧制过程和轧制以后形成，而且在正火过程中，当钢被加热时，它们将溶解，并

钛及钛合金的表面处理研究进展

钛及钛合金的表面处理摘要：本文对钛及钛合金的表面处理的方法进行了综述，随着钛合金在航天航空、舰船、石油、化工以及其他行业的不断应用，世界各国尤其是发达国家和发展中国家的研究工作者为克服钛合金的缺点正做着各种尝试和努力，钛合金的表面处理方法也取得了长足的进展。关键词：钛及钛合金表面处理研究方法 1 引言钛及钛合金具有低密度、良好的耐腐蚀能力、高比强度以及令人满意的生物相容性，在航空航天、化工、生物医学等领域得到广泛的应用，并为社会带来巨大的经济效益。然而，钛及钛合金表面硬度低，在滑动摩擦条件下摩擦力学性能差，特别是抗摩擦和磨损性能较差的钛合金，严重地限制了其应用范围。为了有效地利用钛合金的优良性能，对其进行表面处理，是一种改善钛合金缺陷使其最大限度地发挥其优势的重要措施之一。 2 表面处理方法 2.1 电镀在钛合金表面主要有镀镍、镀硬铬、镀银等，镀银目的是提高钛合金的导电性和钎焊性。电镀前必须对钛合金表面进行预处理，膜层与基体的结合力差是钛及钛合金表面进行电化学处理的主要问题，要想在钛及钛合金上得到满意和合格的表面膜层，镀覆预处理是非常重要的步骤，而预处理的关键是“活化成膜”处理，若选择适宜的预处理方法，既能简化工艺，又能保证和提高镀覆层与基体的结合强度[1]。 2.2 交流微弧氧化微弧氧化(MAO)是一项在金属表面生长氧化物陶瓷膜的新技术。它从阳极氧化发展而来．但它施加了几百伏的高压，突破了阳极氧化对电压的限制。该技术通过微弧放电区瞬间高温高压烧结直接把基体金属变成氧化物陶瓷，并获得较厚的氧化物膜。对钛合金表面微弧氧化，获得膜的硬度高并与金属基体结合良好。改善了钛合金表面的抗磨损、抗腐蚀、耐热冲击及绝缘等性能，在许多领域具有很好的应用前景[2]。 2.3 表面氧化处理一般钛和钛合金较之常用的生物体用合金Co、Cr合金和316L不锈钢的耐磨性都较差，而且所产生的磨损粉在生物体内都有可能产生不良影响。因此，新开发的一些生物体用钛合金在生物体内使用之前往往都要采取适当的表面处理，以提高其抗磨性。为此，日本丰桥技术科学大学和大同特殊钢公司研究了一种新开发的生物体用B型钛合金(简称TNTZ合金)，采取表面氧化处理提高其表面耐磨性[3]。 2.4 离子注入离子注入与其它表面处理技术相比显示了诸多优点，与物理或化学气相沉积相比，主要优点在：①膜与基体结合好，抗机械、化学作用不剥落能力强；②注入过程不要求升高基体温度，从而可保持工件几何精度；③工艺重复性好等。许多研究者报道了氨离子注入对合金表面成分、组织结构、硬度及摩擦学性能有良好改善效果。TiC也是超硬相，故钛合金经离子注入碳也同样可以强化钛合金表面。但是由于等离子体基离子注入并非连续过程，施加每一负脉冲电位时，随着脉冲电位由零下降至谷值，再回升至零，发生着溅射和注入两个过程。如果等离子体中含有金属或碳离子时，在脉冲电位为零时，在一定条件下还会在表面形成

钛合金表面处理

钛合金表面处理 Hessen was revised in January 2021

钛合金表面处理引言钛在高温下易于与空气中的O、H、N等元素及包埋料中的Si、Al、Mg等元素发生反应，在铸件表面形成表面污染层，使其优良的理化性能变差，硬度增加、塑性、弹性降低，脆性增加。钛的密度小，故钛液流动时惯性小，熔钛流动性差致使铸流率低。铸造温度与铸型温差(300℃)较大，冷却快，铸造在保护性气氛中进行，钛铸件表面和内部难免有气孔等缺陷出现，对铸件的质量影响很大。因此，钛铸件的表面处理与其它牙用合金相比显得更为重要，由于钛的独特的理化性能，如导热系数小、表面硬度、及弹性模量低，粘性大，电导率低、易氧化等，这对钛的表面处理带来了很大的难度，采用常规的表面处理方法很难达到理想的效果。必须采用特殊的加工方法和操作手段。铸件的后期表面处理不仅是为了得到平滑光亮的表面，减少食物及菌斑等的积聚和粘附，维持患者的正常的口腔微生态的平衡，同时也增加了义齿的美感；更重要的是通过这些表面处理和改性过程，改善铸件的表面性状和适合性，提高义齿的耐磨、耐蚀和抗应力疲劳等理化特性。一、表面反应层的去除表面反应层是影响钛铸件理化性能的主要因素，在钛铸件研磨抛光前，必须达到完全去除表面污染层，才能达到满意的抛光效果。通过喷砂后酸洗的方法可完全去除钛的表面反应层。 1.喷砂：钛铸件的喷砂处理一般选用白刚玉粗喷较好，喷砂的压力要比非贵金属者较小，一般控制在以下。因为，喷射压力过大时, 砂粒冲击钛表面产生激烈火花，温度升高可与钛表面发生反应,形成二次污染，影响表面质量。时间为15~30秒，仅去除铸件表面的粘砂、表面烧结层和部分和氧化层即可。其余的表面反应层结构宜采用化学酸洗的方法快速去除。 2.酸洗：酸洗能够快速完全去除表面反应层，而表面不会产生其他元素的污染。HF—HCl系和HF—HNO3系酸洗液都可用于钛的酸洗，但 HF—HCl系酸洗液吸氢量较大，而HF—HNO3系酸洗液吸氢量小，可控制HNO3的浓度减少吸氢，并可对表面进行光亮处理，一般HF的浓度在3%~5 %左右，HNO3的浓度在 15%~30%左右为宜。

Ti—FG—BM型钛合金种植体表面处理及生物相容性研究进展

Ti—FG—BM型钛合金种植体表面处理及生物相容性研究进展钛合金由于具有良好的机械性能、优秀的生物相容性特征和体液环境的耐腐蚀性，成为牙科修复临床应用中的常见材料。但是当前临床中使用的钛合金比人骨有更高的弹性，所以经常会出现种植的牙齿与骨骼之间因为弹性规模不匹配造成的种植体周围出现了骨吸收的情况，經常会出现种植体断裂或松动等，严重影响了种植的成功率。因此，开发研制与骨组织相近的低弹性模量Ti-FG（function group）-BM（bioactive material）型种植就成为当前研究的热点。标签：低弹性模量；种植体；功能组钛合金在牙科修复物中作为首选的材料，是因为钛合金具有良好的生物相容性特征，并具有良好的机械力学性。但是钛合金由于是金属材料，并且没有促进新骨骼生成的能力，所以没有生物活性。所以找到一种具有促进骨骼整合并可以与骨骼整合的材料是非常重要的。本文对开发研制与骨组织相近的低弹性模量Ti-FG-BM型种植体材料在口腔种植修复应用的重要内容的研究进展作一综述。 1 口腔种植研究的主要方向由于当前人们生活水平的不断提高，人们对牙齿的美观程度要求也越来越高，并且牙齿种植也可以从很大程度上提高人们的生活质量，所以口腔种植手术在牙科应用越来越广泛。但是口腔种植体材料较为昂贵，所以很多学者不断寻找有较好的生物相容性且与人体骨骼组织的弹性硬度相匹配的材料，为降低消费者种植费用和提高种植手术成功率不断努力。在20世纪初期，临床上常用的种植体材料主要有钛合金、钴合金和不锈钢，但是钛合金与不锈钢的弹性较大，所以与骨骼之间弹性模量不匹配，在种植以后载荷并不能有效传递到周围的骨骼组织，所以在种植以后种植体容易出现松动或周围骨组织吸收的现象，最终导致种植术失败[1-3]。与此同时，钛合金表面经过处理的生物惰性氧化层与骨骼不能发生化学结合反应，仅仅是与骨骼融合，从而限制了其在较大承载部位的使用。基于以上原因，科学家不断研究有更高生物相容性和更接近骨骼弹性模量的Ti-FG-BM的种植体，可以更充分满足对口腔植入材料的要求，也成了当前研究的热点话题。 2 国际社会的研究状况钛合金作为植入体材料在20世纪60年代首次在瑞典用于口腔种植，其优良的特性也促进了临床对外科植入体材料的深入研究，随后钛合金材料在临床上被用作替换材料。在20世纪70年代以后，在外科修复和替换器件的发展中，钛合金被广泛应用。第一代钛合金主要包括纯钛、Ti-3Al-2.5V、Ti-6Al-4V等，但是临床中人们发现V对人体有较大的毒性，并且这类合金的耐腐蚀程度差，所以迫切需要下一代生物医用合金的研发。一直到20世纪80年代中期，德国和瑞士先后开发了新一代钛合金Ti-6AL-7NbTi-5A12.5Fe，并且在临床中得到了广泛应用[4-5]。我国自行研制的Ti-51A1、Ti-6A1-7Nb、Ti-2.5A1-2.5Mo-2.5Zr，非常实

微合金化元素钛、钒、铌的特性

微合金化元素钛、钒、铌的特性近年来，钢中添加微合金化元素的重要性备受关注，并通常被视为现代钢种的一大特点。因此可以预见，随着新钢种的开发，微合金化元素的使用会越来越多。 “微合金化”即是指这些元素在钢中的含量很低，通常低于0.1%（重量百分比）。和钢中不需要的残余元素不同，微合金化元素是有目的的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。钢的可焊性、成型性和断裂韧性要求较少的非金属夹杂（氧化物和硫化物），并希望残余夹杂以球形状态存在。因此低氧和低硫是现代钢的必要条件。另外，铝脱氧的钢水脱氧的标准工艺。在钢凝固后，未结合成氧化铝的残留铝将形成氮化铝。这一古典的微合金元素析出物细化晶粒的效应已被使用了50多年。其它微合金添加元素如钙或稀土元素，由于对硫化物形态的控制的作用也广为人知。除了上述这些影响非金属夹杂物的元素外，自1960年代以来，钢中单独或复合加入一些碳化物和氮化物形成元素也对钢的发展产生了重要影响。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。另一方面，Ⅵa族元素与非金属化合物的亲合力比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Ⅳa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。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，铪等基本不溶于钢中，因此对改变钢的显微组织结构没有实用性。表4.48 难熔元素原子半径（nm）元素原子半径nm 与铁原子半径差% Ti 0.147 +14.8 V 0.136 +6.2 Cr 0.128 =0 Zr 0.160 +25.0 Nb 0.148 +15.6 Mo 0.140 +9.4 Hf 0.168 +31.3 Ta 0.148 +15.6 W 0.141 +10.2 综合以上考虑，根据化学和物理性能原因，一般不把Vla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一氮化形成元素也就集中在钛、钒、铌了。溶解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。如前所述，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

微合金化低碳钢的力学性能

大断面V、Ce、Nb微合金化低碳钢的力学性能M. Ya. Belkin, V. P. Krivosheev, V. M. Belkin, V. T. Alekseenko and L. L. Litvinenko 近些年来，作为具有高延性、低应力集中敏感性、低脆性断裂倾向性以及有良好工艺性能的低碳钢材料引起人们了兴趣[1]。提高低碳钢的强度，同时保持或者改善其脆性的问题已经出现，众所周知，解决这一问题的一个办法就是微合金化。我们这里提供锭重达68吨的大锻件低碳钢的力学性能研究的一些结果。钢号为25的2个锭是按照标准条件在一个真空除气的酸性炉内生产的，一个锭是没有添加微合金化元素的，另一个锭是添加了Nb、V和Ce等微合金化元素，微合金化元素添加量是按照推荐值选择的[2, 3]。铌微合金化是在沸腾阶段添加铌铁的，钒是以钒铁形式在预脱氧之后加入的，最后的脱氧是在真空中1635℃下进行的，铈是以铈铁粉末形式在真空腔内模具即将立起来的时候加入的。为了避免铈铁损耗，套筒的温度没有超高100℃。最后的真空除气是在1590℃下进行的，剩下的熔炼和浇铸步骤与标准的过程是一致的。两个锭的平均化学成分如表1所示。为了确定锭的力学性能，我们在三个道次上都准备了2个三步锻件，它们重达44吨，长度为12m，在三个步骤时的直径分别为900、750和600mm。热处理包括正火和高温回火(标准热处理)，随后将锻件切割成段，在长度方向和横向上取试样做抗拉强度和冲击弯曲实验，我们还确定了钢的疲劳强度和脆性断裂倾向。静态和疲劳实验样品是在锻件的不同部位截取的(表面处、半径上距表面1/3处以及中心处)。疲劳实验是在20～25个试样上(图1a和b)按照载荷分步变化进行的[1-4]，应力集中(图1b)是由实验机的夹钳产生的，试验是在MUI-6000型实验机上进行的，可以对称弯曲弧面，N=106。表1 成分, % 钢 C Mn Si Ni S P V Nb Ce 0.650.320.210.0200.017——— 25# 0.24 25#微合金化钢0.22 0.700.180.130.0200.0180.13 0.10 0.01 从锻件表层到心部的样品脆性断裂抗力取做临界平面应变应力强度因子KIC，该因子是由技术和机械建筑中心科学研究所(TsNIITMASh)发展的动态方法来确定的[5]。

什么是微合金化技术_微合金化钢

图2　黑匣子温度测定曲线 Fig.2　Curve of temperature determination in black box (2)升温试验过程中,加热炉各段供热能力均有30%～40%的富余量,说明炉子的供热能力不是限制炉子产量的原因1而是板坯水梁黑印温度差超标,限制了炉子的出钢速度,使炉子未能达到设计的产量1通过非水印和移动水印中心温度曲线比较可看出,在预热段、一加热段,后者的升温速度比前者稍高,而一进入高温的二加热段,前者的升温速度加快,而后者由于水梁的影响升温速度变慢,这样的情况一直持续到出炉,约占50%的在炉时间1说明支撑梁交错点的位置设计不当,在进入高温段直到出钢口,板坯移动水印处始终处于受支撑梁遮蔽的状态,不能接受下加热的炉气辐射热,造成温度偏低,从而成为限制炉子产量的主要原因1也说明,象这样采用前后交错式步进结构的加热炉,其交错点应布置在二加热段和均热段即2个高温段之间,才能起到降低水管黑印的目的1 4　结束语运用温度数据记录仪对加热的钢坯进行在线温度测定,其结果不但可以为加热炉计算机数学模型的编制提供可靠的数据,还可以对加热炉热工工艺制度进行优化,同时也可对加热炉的结构提出更加合理的设计方案1 参考文献: [1]　王秉铨,等1工业炉设计手册[M]1北京:机械工业出版社,19961 知识窗什么是微合金化技术、微合金化钢微合金化技术是20世纪70年代在国际冶金界出现的新型冶金学科1微合金化钢是采用现代冶金生产流程生产的高技术钢铁产品1它是在普通的低碳C2Mn钢中添加微量(通常小于011%)的强碳氮化物形成元素(如:铌、钒、钛等)进行合金化,通过高纯洁度的冶炼工艺(脱气、脱硫及夹杂物形态控制)炼钢,在加工过程中施以控制轧制/控制冷却等新工艺,通过控制细化钢的晶粒和碳氮化物沉淀强化的物理冶金过程,在热轧状态下获得高强度、高韧性、高可焊接性、良好的成型性能等最佳机械性能配合的工程结构材料—微合金化钢。摘录自《中国冶金报》2001204204(3) 513 张　宇等:钢坯在线温度测定方法及结果的研究 ? 1994-2007 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved. https://www.360docs.net/doc/c63426082.html,

微合金化技术的开发与应用

微合金化技术的开发与应用中信微合金化技术中心专家委员会王祖滨（2000年11月） 1．开发微合金化技术的重要意义在不久前召开的第四届国际低合金高强度钢会议（HSLA Steel '２０００）的一篇特邀报告（W.B.Morrison）中写道，过去半世纪中，钢铁材料最重要的发展无疑要数低合金高强度钢。在１９８４年，有人估计世界低合金高强度钢的产量约为５千万吨，并将以每年５％的速度增长。而目前的估计约为８千万吨，相当于世界钢产量的十分之一，这与当时的预测是很接近的。作者认为，低合金高强度钢普及之快的原因在微合金元素Nb、V、Ti的合理和经济的使用。虽然并不是所有的低合金高强度钢都进行微合金化，但是由于微合金化对提高低碳结构钢强度的显著作用，在不少场合往往把微合金钢和低合金高强度钢等同起来。应该指出，目前微合金化已经不仅用于以板带材为主，以供应状态直接供用户使用的低合金高强度钢，而且在线材、钢筋、钢轨以及锻材方面广泛应用。专家预测，在即将到来的２１世纪中，微合金化的低合金高强度钢不仅在用量上有大幅度增长以及在广阔的用途上取代碳素钢，而且微合金化可以作为一种能降低成本，符合可持续发展要求又能促进技术进步的手段来开发综合性能更好的钢铁产品。２. 微合金化技术的原理众所周知，传统的低合金高强度钢采用固溶强化机制，加入的合金元素Mn、Si、Ni、Cu、Cr等元素大约在百分之一、二的数量级。增加含量不仅不能提高强度，而且使其他性能恶化。根据文献资料，V、Ti等元素在本世纪初即已开始使用，而Nb在本世纪中发现有较大储量后也开始用于钢铁产品。它们的加入量分别在千分之一、二甚至万分之几的数量级。数量虽小，但是由于它们的作用机制不清楚，产品性能不稳定，甚至牺牲塑性、韧性这样一些重要结构材料性能，而未受到重视。这个局面直到进行了大量研究工作，对微合金钢的物理冶金有了深入的理解以后才有根本变化。理解这些问题的关键是Petch发现的晶粒尺寸与强度及断裂性能之间的定量关系。这个关系式能区分微合金化元素的不同作用并加以定量化，而且早期的研究即已表明，主要是碳化物及氮化物的形成而引起晶粒细化和析出强化，这是这些微合金化元素强烈影响性能的原因所在。用Al来细化钢的晶粒从而改善钢的强、韧性，已有半个多世纪的历史。从广泛意义上讲，微合金元素有七、八种，但是，研究得最多、用得最广的是Nb、V、Ti。微合金元素与钢中的Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｓ形成多种化合物，从而对性能产生多种影响。微合金元素能够影响的显微组织参数是晶粒尺寸和形状；各种尺寸的析出物；位错密度；织构演变；非金属夹杂物的尺寸和形状。对微合金钢来说主要是晶粒细化和析出强化。晶粒细化是不同强化机制中唯一的既能提高强度又能降低脆性韧性温度的方法。微合金元素通过析出质点在从冶炼凝固过程到焊接加热、冷却过程中影响晶粒成核和晶界迁移来影响晶粒尺寸。对在加热过程中抑制奥氏体晶粒长大最为强烈的是Ｔｉ，依次为Nb、Ａｌ和Ｖ。但是从加入量来说，在控轧和正火钢中Ｎｂ用比较低的含量，即现在常用的0.03%左右即能起显著的作用。Nb对晶粒细化的独特影响表现在它对奥氏体再结晶有强烈的延迟作用。用0.03%Nb即可将完全再结晶所需的最低温度提高到９５０℃左右，从而显著降低控轧对轧机负荷的要求。由于Ｔｉ在连铸冷却条件下生成弥散的ＴｉＮ，对阻止奥氏体晶粒细化有很强的效果，８０年代初，开发了一种V-Ti-N微合金钢，适合在高温区细化晶粒的再结晶控轧工艺，为不能进行低温轧制的老式低轧制力的轧机进行控轧开辟了途径。最近的研究表明Nb-Mo 系钢也适合此种工艺。近年来，在钢板，特别是厚板的焊接中，为了提高效率，广泛使用大线能量。这种措施对焊接热影响区韧性极为不利。由于ＴｉＮ熔点很高，在焊接热影响区都能抑制晶粒长大，所以加微量Ti0.03％能显著改善热影响区韧性。

氟化物对纯钛及钛合金的腐蚀作用

子的浓度上升而表现出相应增加的趋势，最后点状凹陷互相融合，样本表面粗糙度上升，高浓度氟离子提高了钛的腐蚀速率，并完全破坏钛材料表面的钝化膜，发生腐蚀反应。溶液中氟离子浓度决定了钛的抗腐蚀能力，这可能和随着氟离子浓度增加引起钛表面氧化膜的多孔性改变有关。 2.2 PH值人体体液的正常值是7.2~7.4，但种植体周围唾液的PH值可能会发生变化，外科手术和局部感染都会造成环境酸化，使得PH值降低至5.2，外源物质和饮食过后细菌发酵也会引起口腔内酸碱度短时间内下降。目前已有大量的文献证实在酸性条件下，金属表面氧化膜生成速度减慢，更易于溶解。Boere和Nakagawa 通过腐蚀试验和极化电阻实验发现氟离子存在的情况下，当Ph 值大于7时，及时氟离子存在，钛的极化电阻下降明显，抗腐蚀性能下降。有学者测试了在不同酸碱度含氟溶液中钛材料发生腐蚀的情况，发现溶液中ph值越低，钛发生腐蚀时，所需的氟离子浓度越小，越容易出现腐蚀破坏。偏酸性的人工唾液加快了台及其合金表面的氧化膜中二氧化钛和氟的反应而加速其溶解，氢离子浓度的增加还可能使钛钝化速度减慢而降低其抗腐蚀性能。

700MPa级钛微合金化高强钢热轧工艺研究

700MPa级钛微合金化高强钢热轧工艺研究近年来,我国经济、社会的快速增长带动了汽车和装备制造业的高速发展,微合金高强度钢在汽车、工程机械等领域的使用也越来越广泛,并朝着高强度、高韧性、低成本和轻量化的方向发展,广泛采用控轧控冷的工艺思路生产。之前由于Ti的收得率不易控制,而且含钛钢的性能波动较大,因而对Ti在高强度热轧板带产品中的应用研究较少。随着真空冶炼技术的发展,Ti的收得率得到很大的提升,同时利用钛微合金化路线生产抗拉强度700MPa级以上的钢种比复合微合金化更具有成本优势,也可获得显著的强化效果。本文通过实验室热模拟试验与工业试制相结合,系统研究了形变诱导析出相TiC的析出行为、等温γ-α相变行为与相变过程中TiC的析出行为、轧制工艺对组织演变以及硬度的影响规律,得出了指导工业生产的热轧工艺参数。主要的工作和研究结论如下:(1)采用双道次变形法模拟热轧过程中TiC形变诱导析出动力学及其对奥氏体的回复、再结晶过程的影响。结果表明,形变诱导析出相为具有面心立方结构的单一 TiC粒子,在位错线或位错亚结构上析出,析出相在长大阶段服从抛物线长大规律,在粗化阶段的长大速度较慢,同时,发现变形奥氏体的亚晶尺寸远小于初始的奥氏体晶粒尺寸。 (2)通过热模拟实验,研究钛微合金化钢在不同温度下的等温相变动力学,以及TiC在等温γ-α相变过程和卷取过程中的析出行为。结果表明,钛微合金化钢在冷却过程中会发生γ-α相变现象,在等温γ-α相变和卷取过程中,TiC分别会发生相间析出和在铁素体中过饱和析出,其析出强化作用可显著提高试验钢的强度。

(3)通过实验室控制轧制和控制冷却实验,研究控轧控冷工艺参数(加热温度、终轧温度、冷却速度、卷取温度等)对钛微合金化高强钢组织演变及硬度的影响,并提出最佳工业试制方案。结果表明,加热温度的降低会抑制奥氏体组织粗化, 为保证微合金元素钛的固溶量,工业生产时加热温度应选择在1230～1260℃。终轧温度的降低会升高铁素体的形核率,抑制变形过程中析出相的析出和长大,终轧温度应选择在870～900℃。冷却速度的升高可细化铁素体晶粒,得到准多边形铁素体或针状铁素体组织,冷却速度应选择在15～30℃/s之间。卷曲温度的升高会提高试验钢的强度,为保证Ti(C,N)在铁素体中充分发挥析出强化作用,卷取温度应选择为620±20℃。(4)通过实际的工业生产试制,并系统检验实验钢的显微组织和力学性能。结果表明,700MPa级钛微合金化热轧高强钢的显微组织为铁素体+少量珠光体,其屈服强度大于650MPa,抗拉强度大于700MPa。得出本工作条件下最佳热轧工艺参数为:加热温度:1230～1260℃,终轧温度:885±20℃,冷却速度:15～30℃/s,卷取温度:620±20℃。