M50NiL高温渗碳轴承钢中Fe2Mo析出相的电镜观察
《2024年高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织及力学性能》范文

《高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织及力学性能》篇一一、引言随着现代工业的快速发展,轴承作为机械设备的核心部件,其性能和寿命直接关系到设备的稳定性和可靠性。
高碳Cr-Si-Mo 轴承钢因其优良的硬度、耐磨性及抗疲劳性能在工业领域中广泛应用。
然而,为了进一步优化其性能,了解其微观组织和力学性能之间的关系变得尤为重要。
本文将探讨高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织结构及力学性能,旨在为相关研究提供理论依据。
二、实验材料与方法本实验所采用的高碳Cr-Si-Mo轴承钢来自某知名钢铁企业,其化学成分经过严格把控。
通过金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜等设备,对钢材的微观组织进行观察和分析。
同时,利用硬度计、拉伸试验机等设备,对钢材的力学性能进行测试。
三、组织结构分析1. 显微组织观察通过金相显微镜观察,高碳Cr-Si-Mo轴承钢的显微组织主要由高硬度的碳化物、珠光体及基体组织组成。
其中,碳化物的存在有助于提高钢材的硬度和耐磨性。
此外,通过扫描电子显微镜和透射电子显微镜观察,可发现钢中存在大量细小的析出物,这些析出物对提高钢材的抗疲劳性能具有重要作用。
2. 晶粒结构分析高碳Cr-Si-Mo轴承钢的晶粒结构较为均匀,晶界清晰可见。
在晶粒内部,存在大量的位错和亚结构,这些结构对钢材的力学性能具有重要影响。
四、力学性能研究1. 硬度测试高碳Cr-Si-Mo轴承钢的硬度较高,这主要得益于其高碳含量和细小的晶粒结构。
在经过适当的热处理后,其硬度可达到较高水平,满足轴承的使用要求。
2. 抗拉强度与延伸率高碳Cr-Si-Mo轴承钢具有较高的抗拉强度,这得益于其均匀的晶粒结构和细小的析出物。
同时,钢材的延伸率也较高,表明其具有良好的塑性和韧性。
3. 耐磨性与抗疲劳性能高碳Cr-Si-Mo轴承钢的耐磨性和抗疲劳性能优异,这主要归功于其高硬度的碳化物和细小析出物的共同作用。
此外,钢材的均匀晶粒结构和较低的内部应力也有助于提高其抗疲劳性能。
《2024年高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织及力学性能》范文

《高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织及力学性能》篇一一、引言随着现代工业的快速发展,轴承作为机械设备中不可或缺的零部件,其性能和质量对设备的运行效率和寿命具有重要影响。
高碳Cr-Si-Mo轴承钢因其优异的机械性能和耐磨性能,在轴承制造中得到了广泛应用。
本文旨在研究高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织及力学性能,为提高其性能和应用提供理论支持。
二、材料与方法1. 材料制备高碳Cr-Si-Mo轴承钢的制备过程包括冶炼、轧制、热处理等环节。
本实验所采用的高碳Cr-Si-Mo轴承钢的化学成分及比例符合国家标准。
2. 组织观察采用金相显微镜、扫描电子显微镜等设备对高碳Cr-Si-Mo轴承钢的组织进行观察,分析其晶粒形态、相组成及分布情况。
3. 力学性能测试通过硬度计、拉伸试验机等设备对高碳Cr-Si-Mo轴承钢的力学性能进行测试,包括硬度、抗拉强度、屈服强度、延伸率等指标。
三、结果与分析1. 组织结构杂物组成。
基体相为铁素体和渗碳体的混合体,碳化物主要呈颗粒状分布在基体相中,而夹杂物则主要来自冶炼过程中的杂质元素。
此外,Cr、Si、Mo等合金元素的加入对组织结构产生了显著影响,提高了材料的硬度和耐磨性能。
2. 力学性能高碳Cr-Si-Mo轴承钢的硬度较高,抗拉强度和屈服强度也表现出色。
此外,该材料还具有良好的耐磨性能和抗疲劳性能。
这些优异的力学性能使得高碳Cr-Si-Mo轴承钢在轴承制造中具有广泛的应用前景。
四、讨论高碳Cr-Si-Mo轴承钢的优异性能主要归因于其组织结构和合金元素的加入。
首先,高碳含量使得材料在热处理过程中形成大量的碳化物,提高了材料的硬度和耐磨性能。
其次,Cr、Si、Mo 等合金元素的加入进一步提高了材料的硬度和强度。
此外,这些合金元素还能改善材料的耐腐蚀性和抗疲劳性能。
然而,高碳含量也容易导致材料脆性增加,影响其塑性和韧性。
因此,在保证材料硬度和耐磨性能的同时,还需要通过合理的热处理工艺来改善材料的塑性和韧性。
Nb_Ti微合金钢高温变形软化行为力学分析及析出物电镜分析

第5卷第6期 上海大学学报(自然科学版) Vol.5,No.6 1999年12月 JOURNAL OF SHANGHAI UNIVERS ITY(NATU RAL SCIENC E) Dec.1999文章编号:1007-2861(1999)06-0471-06Nb-Ti微合金钢高温变形软化行为力学分析及析出物电镜分析X徐有容, 宋红梅, 王德英(上海大学材料科学与工程学院,上海201800)摘要:研究了N b-T i微合金钢高温变形时的软化行为和微合金钢动态和静态析出物的电镜分析.通过双道次恒应变速率压缩实验,从流变应力曲线用卸载法求出了不同热变形条件下的软化分数,并建立了静态再结晶、亚动态再结晶动力学模型,计算出静态再结晶、亚动态再结晶的表观激活能.同时,还对静态和动态析出行为进行了探讨,讨论了析出对软化行为的影响,并通过透射电子显微镜对析出物的形貌、大小、分布进行了观察,用衍射图谱进一步确定了析出物的成份.关键词:热变形;微合金钢;软化;析出;电镜分析中图分类号:T G111.7 文献标识码:AMechanical Analysis of Softening and TEM Observationof Precipitation under High Temperature DeformationConditions for Nb-Ti Microalloyed SteelsXU Yo u-ro ng, SONG Ho ng-mei, WANG De-ying(Scho ol of M ater ials Science and Eng ineering,Shang hai U niv ersity,Shang hai201800,China)Abstract:The softening behavior and static and dynamic pr ecipitation w ere investigated under hig h temperature deform atio n co nditions for Nb-Ti micr oalloyed steel.Double stage interrupted co mpr ession tests w ith co nstant str ain rate were carried out for the Nb-T i microalloy ed steels to inv estig ate tw o typical static restoration behaviors,i.e.,meta-dynamic recry stallizatio n and sta-tic r ecrystallization process.T he softening fraction w as obtained w ith the offset method.T he results in apparent activ ation energ y for the SRX and M DRX w er e Q SRX=316.6kJ/mo l,Q MDRX= 219.4kJ/m ol,respectiv ely.The behavior s of static and dynamic precipitatio n hav e also been inv estig ated.T he sizes and distribution of the particles w ere observed by m eans o f a transm ission electron microscope(T EM)and the components of the precipitation w ere identified.Key words:hot deform ation;micr oalloyed steel;soften;precipitation;T EM analy sis. 微合金钢是一类应用广泛、强度高、延性和韧性优良,可焊性和成形性好的新材料.自华盛顿《Microalloy'75》会议以来,20余年间在许多学者和科技人员深入研究和广泛应用的推动下,微合金钢X收稿日期:1999-06-18 修订日期:1999-08-29 基金项目:国家自然科学基金资助项目(59571065) 作者简介:徐有容(1934~),男,江西吉水人,教授,主要从事材料热变形、物理模拟与组织性能控制、材料表面改性的研究.热变形加工物理冶金和力学冶金的成就,开创了HSLA钢发展的新时代[1~4].这类新材料通过添加Nb,T i,V微合金元素和采用热变形加工控制技术(T MCP)相结合,改善微观组织状态,以改善综合性能.这些溶解在奥氏体中的合金溶质原子和析出的碳氮化物将延迟奥氏体的再结晶,并调制奥氏体的形状,最终通过快速冷却时的C/A相变过程显著地细化铁素体晶粒[5~6].因此,T M CP能够显著提高这些材料的强度,改善延性和韧性,控制CCT图和织构,是一种行之有效的改善微观组织和性能的新技术[4].本工作通过材料热/力物理模拟技术,研究TM CP过程中某些物理冶金现象和力学冶金模型,如流变应力与软化规律,动态(DRX)、亚动态(M DRX)、静态再结晶(SRX)动力学模型,沉淀析出动力学模型及沉淀析出物透射电镜(TEM)分析.1 材料及试验方法试验用钢的化学成份如表1所示.材料经1250℃×30m in均一化固溶处理后空冷至室温,再沿轧向加工成58mm×12mm圆柱形压缩模拟试样,上下两端加工成7.8mm×0.2m m浅槽,以添加玻璃润滑剂,保证压缩变形的均匀性和稳定性.表1 钢的化学成份(wt%)*Tab.1 Chemical composition of steels(wt%)钢号C Si M n P S10.0720.210.960.0090.00120.0900.23 1.51--30.0710.35 1.570.0110.002钢号A l V N b T i N10.0280.0040.0460.0110.007220.041-0.0330.015-30.034-0.0410.0180.0050 *为芬兰奥鲁大学提供的中厚板坯料热/力模拟压缩试验是在THERMECM AS-TOR-Z热加工模拟试验装置上进行,采用恒应变速率.单道次及恒温双道次压缩试验用材取自1号钢,变形温度900~1150℃,变形速率0.01~10s-1,最大变形量为0.8,道次间停留时间为0.3~200s,试样以5℃/s的速率升温至1250℃保温3min,而后以2℃/s的速率降至变形温度保温30s,进行变形.对于双道次试验,进行第一道次变形后,立即卸载,保持一定时间后再进行第二道次变形、卸载,并以A r或N2冷至室温,真应力-真应变曲线由模拟试验机自动处理、记录,力学分析的数据处理在微型计算机上进行.萃取复型透射电镜试样的制备:电镜分析试样取自热变形模拟试样,试验用钢为2号、3号钢,将热压缩试样水淬保留其组织,沿压缩轴方向进行切割、预磨、精磨,并按金相样品抛光后,用10%非水AA液(1%甲基氯化铵+10%乙酰丙酮+甲醇溶液)进行恒电流电解浸蚀(电流密度25m A/cm2),然后喷碳,再用上述溶液脱膜,并将薄膜附着于铜网上供T EM观察、照相.萃取复型薄膜的透射及衍射在JEM-200CX型透射电镜上进行.图1 真应力-真应变曲线(双道次,1#钢)F ig.1 T rue str ess and true str ain curv es(Do uble st age,1#steel)2 结果及讨论2.1 恒温双道次流变应力与软化行为在不同的变形条件下,得到一系列双道次真应力-真应变曲线(如图1).恒温双道次软化分数与再・472・ 上海大学学报(自然科学版) 第5卷结晶分数的评定方法常用的有三种:卸载法、后推法以及平均应力法.本文系采用卸载法,并取X R (再结晶分数)=X off (软化分数),并按下式求出软化分数X off [7]:X off =(R m -R 2)/(R m -R 1),R 1、R 2为第一道次和第二道次屈服应力,R m 为第一道次卸载应力.图2示不同变形条件下的静态软化曲线.从图2看出,随变形温度的增加、道次停留时间增加、变形量的增加及应变速率增加,道次间的静态软化量增加,由于发生了部分再结晶,使第二道次应力逐渐降低.再结晶过程是一个热激活的过程,随温度从900℃升高至1000℃,软化量迅速增大(图2(a)).900℃软化20%,而1000℃软化超过90%(t =10s,E =0.4,E a =2s -1),因变形温度的升高,形变储能下降,再结晶的形核率和长大率都随温度升高而呈指数型增大,所以其软化速度加快.同时,随道次停留时间增加,静态软化量增加.当T =1000℃(E =0.2,E a =2s -1)时,停留10s 软化35%,而停留50s 软化超过60%(如图2(b)),表明发生了再结晶;当T =950℃(E =0.2,E a =2s -1)时,停留时间从10~100s ,软化量并没有明显增大,这可能是由于在此变形条件下,微合金元素C,N 化合物的析出先于再结晶过程,从而导致位错的迁移和亚晶界、晶界的迁移受阻,即阻止了再结晶的软化过程,由后叙的静态析出T EM 照片(图5(a))也证实了这点.形变量是影响储能的主要因素,形变储能越大,再结晶的形核和长大速率均增大.从图2(c)可以看出T =1000℃,t =10s 时,E =0.2软化35%;E =0.4软化高达93%.Ko zasu [6]研究0.03%的Nb 钢的再结晶行为时,也得到类似规律.同时,应变速率的增加,也导致软化的增大,这是由于单位变形时间内的形变储能增加所致.2.2 静态再结晶及亚动态再结晶指数(n S RX 及n MDRX )多道次热变形中的软化,一般以再结晶分数表徵.而再结晶分数与时间的关系遵循Johso n -M ehl -Avram i-Ko lomog orn(JMAK)方程[7]:X =1-exp(-A (t /t x )n),n为JM AK 指数,A 为常数,t 为再结晶分数为X 的时间,t x 通常取t 0.5为再结晶分数为50%的时间.对上式两边取双对数,绘制不同试验条件下的ln (ln (1/(1-X )))-ln t 的关系图.从不同的试验数据分别整理成图3(a)、3(b),表明这两图的直线斜率不同,即具有不同的n 值,标志内部物理机制的不同,即将动力学中的n 指数,区分为静态再结晶指数n SRX 及亚动态再结晶指数n MDRX (图中的斜率n 没有考虑析出过程的影响).图2 不同变形条件的软化曲线(1#钢)F ig.2 Soften curv es o f different defor mationconditio n (1#steel )根据变形试验条件,若第一道次变形量小于临界应・473・第6期 徐有容,等:N b -T i 微合金钢高温变形软化行为力学分析及析出物电镜分析变量E c ,在道次间的停留时间内只能发生静态再结晶;若第一道次变形量大于临界应变量E c ,在道次间的停留时间内则可发生亚动态再结晶.从图3(a)可以看出,E =0.2主要发生的是静态再结晶,其n S RX =0.4;在E =0.4、E =0.6的条件下,主要发生亚动态再结晶,其n MDRX =0.53~0.59(图3(b )).(a )S RX (b )M DRX图3 ln(ln(1/(1-x )))-ln T 关系图F ig.3 R elat ionship bet ween ln(ln(1/(1-X )))and ln T2.3 静态再结晶与亚动态再结晶的激活能及动力学模型亚动态再结晶行为是动态再结晶的晶核在停留时间内的长大过程,所以它的机制与静态再结晶存在着明显的不同.反映在激活能上,由于亚动态再结晶是没有孕育期的,所以其激活能明显小于静态再结晶激活能.亚动态再结晶的软化速率很快,并为等轴晶粒结构,最近几年对它的研究日益深入,在理论上提出了亚动态再结晶的控轧[3].从建立的ln(ln(1/(1-X )))-ln t 的关系图(图4)可以计算得到静态再结晶激活能为316.6kJ /mol ,亚动态再结晶的激活能为219.4kJ /mo l ,它们之间的显著不同,归因于后者伴随着强的回复过程.图4 ln t 0.5-1/T 关系图F ig.4 Relatio nship betw een ln t 0.5and 1/T在静态再结晶(SRX )动力学研究中,构造了t 0.5的模型(再结晶50%的时间),它与变形条件的关系为下式[5]:t 0.5=A E a Z bex p(Q /R T ),Z 为Zenner -Ho llomo n 参数,T 为绝对温度,E 为变形量.对本实验的数据进行线性回归处理,静态再结晶t 0.5的模型为t 0.5=9.10×10-15E -2Z -0.2exp(Q SRX /RT ),其中,A =9.10×10-15,a =-2,b =-0.2,Q SRX =316.6kJ /m ol .从上述模型可以看出,应变对静态再结晶行为有较大的影响,应变速率对静态再结晶行为影响不大.建立亚动态再结晶动力学模型时,考虑到应变速率对亚动态再结晶有较大的影响,而应变对其影响很小,提出了如下模型[5]:t 0.5=C E a -r exp(Q MDRX /RT ).试验数据经回归得到亚动态再结晶t 0.5的模型为t 0.5=9.06×10-9E a -0.6ex p(Q MDRX /RT ),其中,C =9.06×10-9,r =-0.6,Q MDRX =219.4kJ/mol.由上述模型计算的值与实验值比较,符合很好.2.4 静态析出模型碳氮化物的析出从动力学的角度来考虑是一个・474・ 上海大学学报(自然科学版) 第5卷形核和长大的过程,从软化曲线图2(b)可以看出,在T=950℃、900℃时软化有一个明显的平台,这是由于碳氮化物的应变诱导析出所产生的钉轧作用,延迟了再结晶的软化过程.增加应变量对碳氮化物的析出有明显的促进作用,当T=950℃时,应变量从E=0.2增加至0.4、0.6时,析出开始和结束时间依次缩短.Dutta和Sellars[8]在分析了析出的形核和长大过程后,提出了含Nb钢中Nb(C,N)的析出开始时间模型:P0.05=A[Nb]E-1Z-0.5ex p(Q/R T)ex p[B/T3(ln k s)2],而k s=[Nb]([C]+12[N]/14)/102.26-(6770/T),Z为Zenner-Hollom on参数,K s为溶解度积,T为绝对温度,Q为270kJ/mol.参照上述模型对本试验数据进行回归处理,得到静态析出开始时间P0.05的模型为P0.05=1.19×10-6[0.046]E-2Z-0.5õex p(Q/RT)ex p[2.0×1010/T3(ln k s)2],而k s=[0.046]([0.072]+12[0.0072]/14)/ 102.26-(6770/1523),Q=270kJ/m ol.2.5 析出物的透射电子显微镜观察微合金化钢在热变形加工时某些变形条件下,将发生动态或静态析出,并最终影响这些材料的组织性能控制.从上述软化曲线力学分析中,已看到析出对再结晶的延迟作用.但迄今通过透射电镜(TEM)直接观察到这种析出物的微观结构的较少,本工作用TEM直接观察这一重要的物理冶金现象.表2是T EM样品的变形参数.表2 TEM样品的变形参数Tab.2 Def ormation parameters of TEM specimens样品钢号变形温度(℃)应变速率(s-1)真应变停留时间(s)析 出 情 况1395020.2150~10nm球状N b(CN) 2390020.210大立方形T iN 3210500.050.80~10nm复合碳氮化合物4210500.050.20没有析出 微合金碳氮化合物在奥氏体中的应变诱导析出物一般为球状或立方形状,在界面能的作用比较显著的情况下,沉淀相应为球状,故微合金碳氮化合物的形核过程中基本保持球状;若界面能的作用不占主导地位,当沉淀相的质点充分长大后,界面能的作用就越来越小,这时界面上的台阶处将成为新扩散来的原子的最佳附着位置,这时沉淀相逐步转变立方形状.TEM观察到的Nb(C,N)为球形颗粒(10 nm左右),而T iN质点在很多情况下具有立方形状(表2).2.5.1 静态析出观察1号样品电镜照片,观察到三种尺寸的颗粒,分别为10nm,50nm,150nm.1~10nm的析出物,基本上是球状颗粒,分布比较分散.多晶衍射分析初步确定其为Nb(C,N)的颗粒,如图5(a)、(b)所示.这表明在950℃变形,并经过较长时间保温(150s),发生了明显的应变诱导的静态析出.但同样变形条件下,道次间停留时间短(t=10s)的2号样品,没有观察到10nm左右的沉淀析物,照片上显示立方体形状的颗粒(图5(c)),经单晶衍射图谱分析系TiN 颗粒,其呈分散分布和聚集分布的形态.这可能是在1250℃预处理时没有固溶的TiN颗粒.综上所述,表明在950℃,当变形后道次间停留时间较长(如150s)时,才能发生静态碳氮化物析出(≤10nm).2.5.2 动态析出观察3号样品的电镜照片上,看到了一些10nm左右的颗粒(如图5(d)),经多晶衍射后,发现衍射的多晶环没有呈现明显的Nb(C,N)的特征,估计是多种微合金碳氮化合物的复合物.表明1050℃时,在大应变量下变形(如E=0.8),能发生动态析出.4号样品则没有观察到碳氮化物的析出颗粒,这与应变量小有关,故高温下动态应变诱导析出未能发生.・475・第6期 徐有容,等:N b-T i微合金钢高温变形软化行为力学分析及析出物电镜分析 (a)静态析出(样品1) (b )电子衍射(样品1)100000× (c)原始残留TiN(样品2) (d)动态析出(样品3)20000× 100000×图5 析出粒子透射电镜照片(复型)Fig.5 T EM replicas pho tog raphs of precipitatio n par ticles3 结 论(1)静态再结晶(SRX )和亚动态再结晶(M DRX)的表观激能分别为Q SRX =316.6kJ/m ol,Q M DRX =219.4kJ/mol. (2)静态再结晶(SRX )动力学模型为t 0.5=9.10×10-15E -2Z -0.2ex p(Q SRX /RT ). 亚动态再结晶(M DR X )动力学模型为t 0.5=9.06×10-9E a -0.6exp(Q M DRX /R T ). (3)静态析出的开始时间模型为P 0.05=1.19×10-6[0.046]E -2Z-0.5exp(Q /RT )exp[2.0×1010/T 3(ln k s )2],k s =[0.046]([0.072]+12[0.0072]/14) /102.26-(6770/1523),Q =270kJ/m ol. (4)透射电子显微镜观察,应变诱导析出物为10nm 左右,衍射图谱分析析出物为Nb (C ,N ),它能有效阻止静态再结晶的软化过程. 致谢 试验用钢为芬兰奥鲁大学L .P .K arjala inen 教授提供,谨表衷心感谢.参考文献:[1] D eAr do A J.T he phy sical metallur g y of ther -m omechanical pr ocessing micro allo yed steels [C ].I n :Chandra T ,Sakai T ,eds .T HER M EC'97,I nt ernationalConfer enceo nT hermo mechanicalP ro cessing of Steels and Ot her M ater ials.T M S,1997,I :13~29.[2] DeA rdo A J .M odern ther momechanical pr ocessing ofmicr oallo yed steel:A physical metallur g y per spective [C].In:K or chy r sky M ,eds.M icro alloy ing '95,A Publicatio n o f the Ir on and St eel So ciety .Pittsburg h ,PA ,1995.15~32.[3] K or chyr skyM .T ew ent y year ssincemicro -alloy ing'75[C ].I n:Ko rchyr skyM ,eds.M icro allo ying '95,A P ublication of the Ir on andSteel Society.Pit tsbur gh,PA ,1995.3~14.[4] Imao T amura,Hir oshi Sekine ,T omo T anaka ,et al.T her mom echanical pro cessing o f hig h str eng th lowallo y steels [M ].Butter wo rt hs ,1998.[5] Ro uco ulas C,Y ue S ,Jo nas J J.[C].I n:K o rchyr skyM ,eds.M icr oallo ying '95,A P ublication o f the Ir on and St eel So ciety .Pittsbur gh ,PA ,1995.165.[6] K ozasu I ,O uchi C ,Sampei T ,et al .[C ].In :K or -chyr sky M ,eds.M icr oalloy ing '75.U nion Carbide Cor po r atio n,N ew Y or k,1977.120.[7] X u Yo uro ng ,Cui Y an ,Song Hong mei .Behav io rs ofr estor atio n and pr ecipitatio n under hot defor mation fo r N b-T i micr oallo yed steel [C ].38th M echanical W or king and Steel P ro cessing Confer ence P ro cee-dings ,A publication of the ir on and steel so ciety .Cleveland,OH,1996.641.[8] Dutta B,Sellars C M .[J ].M ater ials science andtechnolog y,1987,(3):197.・476・ 上海大学学报(自然科学版) 第5卷。
基于激光共聚焦显微镜模拟微合金钢连铸过程中第二相的析出行为

D O I :1 0 . 1 3 3 7 4 / j . i s s n 2 0 9 5 — 9 3 8 9 . 2 0 1 5 . 0 9 . 0 0 4 : h t t p : / / j o u r n a l s . u s t b . e d u . c n
基 于 激 光 共 聚 焦 显 微 镜 模 拟 微 合 金 钢 连 铸 过 程 中 第 二 相 的 析 出 行 为
c o p y( C L S M) , a n d t h e c h a n g e o f t h e s a mp l e s u f r a c e w a s i n — s i t u o b s e r v e d .T h e c o r r e l a t i o n b e t w e e n t h e c h a n g e o f t h e s a mp l e s u f r a c e
因 Co r r e s p o n d i n g a u t h o r ,E— ma i l :t p i n g @ c q u . e d u. e n
ABSTRA CT S o l i d i ic f a t i o n o f mi c r o ・ - a l l o y e d s t e e l s un d e r d i f f e r e nt c o o l i n g p r o c e s s e s wa s s i mu l a t e d b y c o n f o e a l l a s e r s c a nn i n g mi c r o s - -
c a s t i n g s i mu l a t e d b y CL S M
T A NG
钢中析出相场发射扫描电镜的自动统计分析技术研究

钢中析出相场发射扫描电镜的自动统计分析技术研究崔桂彬;鞠新华;严春莲;郝京丽;杨瑞【摘要】以往对析出相的研究均是通过透射电镜来获取析出相的成分、数量和尺寸等数据,难以实现析出相的自动统计分析.因此,为了实现自动统计分析,借助场发射扫描电镜(FE-SEM)与能谱分析软件Feature功能详细地研究了钢中析出相的自动统计分析技术,特别是对该方法中的样品制备、组织类型、析出相以及参数的设置与选择等主要影响因素进行了细致的分析.研究结果表明,实验最佳条件为采用化学侵蚀法、10000倍的放大倍数、阈值为110~255,总分析面积不超过0.1 mm2.考虑到设备分辨率的影响,该实验方法只能对50nm以上的析出相进行统计分析,结合700L钢的实验结果可知,其析出相的种类有碳氮化钛和碳氮化钛与铌的复合析出,所占比例分别为58%和42%,50~200nm析出相数量较多.【期刊名称】《冶金分析》【年(卷),期】2019(039)002【总页数】6页(P17-22)【关键词】析出相;自动统计分析;纳米尺度;场发射扫描电镜【作者】崔桂彬;鞠新华;严春莲;郝京丽;杨瑞【作者单位】首钢集团有限公司技术研究院检测中心,北京 100043;首钢集团有限公司技术研究院检测中心,北京 100043;首钢集团有限公司技术研究院检测中心,北京 100043;首钢集团有限公司技术研究院检测中心,北京 100043;首钢集团有限公司技术研究院检测中心,北京 100043【正文语种】中文【中图分类】TF76;TG142.2以往的研究表明[1],为了提高钢的力学性能,往往需添加一定量的微合金元素,如Ti或Nb等,通过析出强化作用以达到提高性能之目的,而析出强化效果取决于析出相的形态、尺寸和分布状态。
通常析出相的尺寸越细小(10nm以内),形态越圆,越弥散分布对性能的贡献就越大,反之,若析出相的尺寸过大,形态不规则,分布不均则会大幅度降低钢的性能[2],因此钢中析出相的尺寸、形态的精确测量和自动统计就显得尤为关键。
碳钢热处理后的显微组织观察实验报告

实验三 碳钢热处理后的显微组织观察一、实验目的1、观察碳钢热处理后的显微组织。
2、了解热处理工艺对钢组织和性能的影响。
二、概述碳钢经热处理后的组织,可以是平衡或接近平衡状态(如退火、正火)的组织,也可是不平衡组织(如淬火组织)。
因此在研究热处理后的组织时,不但要参考铁碳相图,还要利用C 曲线。
铁碳相图能说明慢冷时不同碳含量的铁碳合金的结晶过程和室温下的组织,及相的相对量。
C 曲线则能说明一定成分的铁碳合金在不同冷却条件下的转变过程,及能得到哪些组织。
1、钢冷却时的转变1)共析钢过冷奥氏体连续冷却后的显微组织 为了简便起见,不用C(丁曲线而是用C 曲线来分析。
共析钢在慢冷时(见图16—24中的V 1),将全部得到珠光体。
冷速增大到V 2时,得到片层更细的珠光体,即索氏体或屈氏体。
冷速再增大到V 3时,得到屈氏体和部分马氏体。
而冷却速度增大到V 4,V 5时,奥氏体一下被过冷到马氏体转变始点(Ms)以下,转变成马氏体。
由于共析钢的马氏体转变终点在室温以下(-50℃),所以在生成马氏体的同时保留有部分残余奥氏体。
与C 曲线鼻尖相切的冷速(V 4)称为淬火的临界冷却速度。
2)亚共析钢过冷奥氏体连续冷却后的显微组织 亚共析钢的C 曲线与共析钢的相比,上部多了一条铁素体析出线,如图16—25所示。
当奥氏体缓慢冷却时,(见图16—25中的V 1),转变产物接近于平衡状态,显微组织是珠光体和铁素体。
随着冷却速度的增大,例如由V 1→V 2→V 3时,奥氏体的过冷度越大,析出的铁素体越少,而共析组织(珠光体)的量增加,碳含量减少,共析组织变得更细。
这时的共析组织实际上为伪共析组织。
析出的少量铁素体多分布在晶粒的边界上。
因此,由V 1→V 2→V 3时,显微组织的变化是:铁素体+珠光体→铁素体+索氏体→铁素体+屈氏体。
当冷却速度为V 4时,析出的铁素体极少,最后主要得到屈氏体和马氏体。
当冷却速度超过临界冷却速度后奥氏体全部转变为马氏体。
高温轴承钢(Cr4Mo4V)碳化物相的研究

高温轴承钢(Cr4Mo4V)碳化物相的研究洛阳抽承研究所黄友阳周默容Cr4Mo4V是一种高温材料,国外己广泛地应用此种材料来制造航空高速飞行器中的高温轴承。
近年来我国已经成功地研制出高温性能良好的Cr4Mo4V钢,以满足于国防和科学技术发展的需要。
Cr4Mo4V钢中存在着大量Cr、Mo和V碳化物形成的元素,其中每一元素在碳化物相中的数量、组成以及碳化物的类型、形状、分布、颗粒大小等在不同的热处理过程中发生着较大的变化,同时也决定着钢的最重要的化学—物理性质和机械性能。
为了充分了解Cr4Mo4V钢中碳化物相变的条件与相变结果,我们通过电解分离、X一光衍射分析及金相观察,对Cr4Mo4V钢的碳化物相进行了研究与试验,初步探讨了在不同热处理条件下碳化物相的转变规律,为进一步研究其材料性能,选择合理的热处理工艺提供了必要的试验方法与分析数据。
一、试验方法试验采用Cr4Mo4V电渣重熔直径为φ7-8毫米的热轧退火钢,其化学成分如下: C-0.80; S-0 .004; P-0.015; Si-0.15; Mn-0.28; Cr一3 .97; Mo一4 .08; V一1 .02, 以电解分离法进行试验。
先将试样车制成φ7x50毫米大小,经热处理后再磨加工至p8—p9以去除表面氧化与脱碳层,然后用乙醇清洗表面油污,烘干称重备用。
以试样为阳极,圆筒形不锈钢板为阴极,按图1联接成电路,室温电解5—6小时。
图1钢中碳化物电解分离装置示意图电解液成分(1)淬火状态与冷处盐酸10 %丙三醇20 %无水乙醇70%(2)退火与淬—回火状态试样:盐酸5 %丙三醇5 %无水乙醇90%电流密度:15—25毫安/厘米2电解完后,将试样取出放入内盛50毫升水的烧杯中,置于超声波清洗器上进行振荡以清除试样上粘附的碳化物沉淀,然后进行过滤与清洗。
将收集到的碳化物沉淀,分别进行了化学分析与X一光衍射分析以测定碳化物沉淀中合金元素的含量与碳化物的结构类型,同时利用金相显微镜观察了试样的显微组织。
实验十铁碳合金显微组织的观察与分析

实验十铁碳合金显微组织的观察与分析前言铁碳合金是以铁为主,加入少量碳而形成的合金,具有多种相结构和组织。
其价格低,易加工,在实际生产中得到了广泛的应用。
而铁碳合金的显微组织是研究和分析贴碳材料性能的基础。
本次试验在进一步熟悉铁碳相图的基础上,达到掌握珠光体、铁素体、莱氏体、渗碳体等相和组织的成分、形貌特征的目的,同时学分分析各组织的形成过程,了解碳含量对各相及组成物的形貌和相对量的影响。
摘要在充分理解Fe-Fe3C相图的基础上,对不同成分铁碳合金的显微组织进行观察,并全面的分析了碳钢、白口铸铁不同显微组织的形成过程及铁碳合金的进本组织的形貌特征,对铁碳合金和Fe-Fe3C进行了概括性的分析与总结。
关键词铁碳合金Fe-Fe 3C相图钢白口铸铁一、实验设备与材料实验设备:光学显微镜实验材料汇总于下表中:序号合金类型及状态含碳量(%)侵蚀剂1 纯铁、退火<0.02 4%硝酸酒精2 20钢,退火4%硝酸酒精3 35钢,退火0.02~0.77 4%硝酸酒精亚共析钢4 45钢,退火4%硝酸酒精碳5 60钢,退火4%硝酸酒精钢6 共析钢T8钢,退火0.77 4%硝酸酒精7 T12 钢,退火4%硝酸酒精8 T12 钢,退火0.77~2.14 碱性苦味酸染色9 T12 钢,退火4%硝酸酒精10 亚共晶白口铁 2.14~4.3 4%硝酸酒精白口11 共晶白口铁 4.3 4%硝酸酒精铸铁12 过共晶白口铁 4.3~6.67 4%硝酸酒精二、Fe-Fe 3C 相图及典型铁碳合概述铁碳合金相图是研究铁碳合金的基础,由于碳含量高于 6.69%的铁碳合金脆性大,因而只研究Fe-Fe3C部分。
如下图所示的Fe-FeC体系相图中,存在液相、固溶体相δ(Fe), α(Fe), γ(Fe) 及θ~Fe3C相。
根据组织特征则有奥氏体(A), 铁素体(F), δ铁素体、渗碳体或夜析渗碳体(Fe3CⅠ) 、二次渗碳体(Fe3CⅡ) 、三次渗碳体(Fe3CⅢ) 、珠光体(P) 、莱氏(Ld) 、变态莱氏体(Ld’) 和液体(L) 。
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的密排 方 向 [11 1] 。 在 M50NiL高 温渗 碳轴 承 钢 的渗 碳 层 和心 部 均
观察 到 Fe,Mo型 Laves相 ,其 中 纳 米 尺 寸 的 Fe Mo 析 出 相 主 要 是 在 回 火 过 程 中 析 出 的 。Fe:Mo型 Laves相是 M50NiL钢 中 的主要 强化 相之 一 。
M 。4, [l1 11】M//[100]
9 5 9 3
M。
得 出的 。可见 ,与 马 氏体 的 (2 11) 垂 直 的 晶面 是
的
(2110 )1Fe 1 。 3 , 5 5 0
( 53 2 10)re O 31 。
Mo在 M5ONiL钢 中是 重 要 的强 化 元 素 ,即可 以 稳定铁 素体 ,增 加 钢 的淬 透性 ,又 可 以在 回火 时形 成 Fe,Mo或 Mo C析 出 ,引 起 钢 的 二 次 硬 化 。纳 米 级 Fe,Mo型 Laves相具有很好 的强化 作用 ’ 。Fe Mo相 变过程中的晶格畸变以及由于弥散分布而产生 的表面 界面能 对 Fe,Mo的生 长 及 晶 粒 的 大 小有 很 大影 响。 Fe Mo与马 氏体基体 间的取 向关系是解释 Fe:Mo沉淀 动力学和强 化行为 的重要参数 。 目前 ,关于 M50NiL高 温渗碳轴承钢中 Fe Mo与马 氏体基体的取 向关系未见
与
马
氏体
的
(1 1 1) 平 行 ,马 氏体 的 密 排 方 向 [11 1] 与 Fe。Mo 3 3 6 ,, 1..●..●... ●.. ●.. ●..●.. J.. 一 /
3
6
1 ● ●● ●● ● j
一2 l 0
1● ● ●● ●● ,● j
(3)M50NiL高 温 渗碳 轴 承 钢 的表 层 和 心 部 均 存 在 纳米级 强 化 相 Fe:Mo,其 较 易 在 马 氏体 板 条 界 面处 析 出 ;Fe2Mo为 长条 状 ,宽 约 2~3am;Fe:Mo生
长方 向为马 氏体 的密排 方 向 [11 1] 或 Fe:Mo的密 排方 向 [100] 。。
3 结 论
(1)M50NiL高 温 渗碳 轴 承 钢 表 层 组 织 为 片 状 马 氏体 ,马 氏体 片 宽约 15nm,TEM 电镜 下 很 容 易 观 察 到 ,亚结 构 以孪 晶 为 主 ;心 部组 织 为 板 条 马 氏体 , 孪 晶 很 少 。
(2)孪 晶马 氏体 的孪 生 面 为 马 氏体 的 {211)晶 面族 。
(4)Fe,Mo 与 马 氏 体 之 间 取 向 关 系 为 :
f 0·705]
: l L、一 0 0. .7 70 05 6 J1 M
Fe M O
M
=
龃 。
M
{112}M//{001)F :M 。
,
[1 11】M//[100]Fe2M o 。
参 考 文 献 :
[1]BLOYCE A,SUN Y,LI x Y.Duplex thermochemical pro— cessing of M5ONiL for gear applications[J].Heat Treat— ment of Metals,1992(2):37—41.
收 稿 日期 :2010—12-07;修 订 日期 :2012-02-21 基 金 项 目:973资 助 项 目 (61385) 作 者 简 介 :娄 艳 芝 (1974一 ),女 ,博 士 ,工 程 师 ,主 要 从 事 航 空 用 材 料 组 织 和 性 能 研 究 ,(E-mail)yzlou@ yahoo.an。
(北 京 航 空 材 料 研 究 院 ,北 京 100095)
摘 要 :应 用 高 分 辨 电子 显 微 镜 (HREM)观 察 M50NiL高 温 渗 碳 轴 承 钢 中 的 马 氏体 和 强 化 相 Fe,Mo的 形 貌 、结 构 及 其 与 马 氏体 的 取 向关 系 。分 析 结 果 表 明 :M50NiL高 温 渗 碳 轴 承 钢 心 部 组 织 主 要 为 板 条 马 氏体 ,表 层 组 织 主 要 为 片
面
F
M
(2 11) 平 行 ;Fe:Mo的 密 排 方 向 O[ 100] 。0 -% 氏
体 的密排方 向 [11 1] 平行 ;Fe:Mo形 为 长条 状 ,沿
/, .............,...
一/
马 氏体 的密 排 面 (2 11) 生 长 ,生 长 方 向为 马 氏体
状 马 氏体 ,其 亚 结 构 孪 晶 的 孪 生 面 为 {2n )晶 面 族 ;M50NiL钢 中 观 察 到 纳 米 级 强 化 相 Fe,Mo,长 条 状 ,宽 约 2~
3nm;部 分 Fe:Mo沿 马 氏体 的 孪 生 面 生 长 ,生 长 方 向 为 [111】 ;纳 米 级 强 化 相 Fe Mo与 马 氏 体 的 取 向 关 系 为 :
报导 。本工作应用透射电子 显微 镜及高分 辨电子显微 镜观察了 M50NiL高温渗碳轴承钢渗层和心部组织 ,分 析 了 Fe Mo析出相与马 氏体间的取 向关 系。
1 实 验材 料 与 方 法
实验用 钢 是 采 用 真 空 感 应 (VIM)+真 空 自耗 (VAR)双真 空 熔炼 技 术 生 产 的 M50NiL钢 ,其 主要 成分 如表 1所示 。
的 密 排 方 向 [100] 。平 行 ,Fe Mo的 生 长 方 向 为
马 氏体 的密排方 向 [11 1] 。
M50NiL 钢 中 强 化 相0 Fe,Mo 的 析 出 特 点 为 : 5
Fe:Mo的 密 排 面
(011) 。 与 8 1 ●● ● ●● ●J
马
氏体
的
密
排
[4]LAW C C,GUMZ K P,KARG A V,et a1.Physical metal— lurgy of carburized M50NiL[C]//26 Joint Propulsion
Conference,Orlando,July 16 — 18,1990. f5] SONG S G.DU H,SUN E Y.Lattice orientation relation—
第 32卷 第 4期 2012年 8月
航 空 材 料 学 报
JOURNAL OF AERONAUTICAL M ATERIALS
Vo[.32,No.4 August 2012
M50NiL高温 渗碳 轴承 钢 中 Fe2 Mo析 出 相 的 电镜 观 察
娄艳 芝 , 罗庆 洪 , 李 春 志 , 赵 振 业
表 1 M50NiL钢 的 主 要 成 分 (质 量 分 数 /% ) Table 1 Major chemical composition of M50NiL steel(mass fraction/% )
C Si Mn S
P
Cr M o Ni V Fe
0.14 0.16 O.28 O.02 <0.0】5 4.10 4.38 3.58 1.16 Ba1.
(112)M//F001)F
【1 l1】M//【1003 F
,M 。 ,
,M 。 。
关键 词 :M5ONiL钢 ;马 氏体 ;Fe Mo;取 向 关 系
DOI:10.3969/j.issn.1005—5053.2012.4.008
中 图分 类 号 :TG142.1
文 献标 识码 :A
文 章 编 号 :1005d053(2012)04 ̄044—05
[2]罗 庆 洪 .表 层 超 硬 一韧化 接触 疲 劳 行 为 与 微 观 结 构 [R]. 北 京 :北 京 航 空材 料 研 究 院 ,2012.
[3]娄 艳 芝 .超 硬 磨 削表 面 变 质 层 与 抗 疲 劳 机 理 研 究 [R]. 北 京 :北 京 航 空材 料研 究 院 ,2011.
M50NiL钢热处理工 艺为渗碳 (950~980℃)一真 空 退 火 (700—750c《=)一 真 空 淬 火 (1050~1120℃ )一 冰冷 (一73oC)+回火 (500~550oC)三次 ,具 体热处 理 制 度参见 文献 [8]。试 样 表 层最 终 碳含 量 约为 1% , 表层硬度 63HRC,有 效渗层深 度为 1.8 mm。
电镜样 品的制备 过程 :用线切 割方法沿平 行 于渗 层的方 向在 渗 层 和心 部分 别取 0.5mm 厚 的薄 片 ,再 用水磨砂纸 逐级研 磨 至厚 度 小 于 50 m,而 后在 DK. DJ-II制 冷型双 喷 电解减 薄 仪 上减 薄 至 穿孔 ,所 用 电 解液为 5% 高氯 酸 +95%无 水 乙醇 (体 积 分数 )。薄 膜样品制成 后 在 JEM-2010透 射 电子显 微镜 (LaB 灯
M50NiL钢是 20世 纪 80年代 研 制 成 功 的新 一 代 表层 硬化 型高 温 高强 度 轴 承 齿 轮 钢 ,渗碳 性 能 优 良 ,心 部具有 较高 的断 裂 韧 度 。同 时 ,M50NiL钢 渗 碳层 存在较 高 的残 余 压 应力 ,组 织 中碳 化 物 细小 且 弥散 均匀分 布 ,是航 空 航 天 高 温传 动 部 件 的理 想 选 材 。 由于 M5ONiL钢渗 碳工 艺复 杂 ,且渗 碳层 及 心 部 组 织 对 之 后 的 化 学 热 处 理 影 响 很 大 ,因 此 , M50NiL钢渗 碳后 的微 观 组织 备 受 关 注 。有研 究 表 明 ,M5ONiL钢 渗 碳 层 组 织 为 回 火 马 氏 体 和 碳 化 物 ,碳 化物 可能 为 M23c6,V4C,,cr c3,M6c,M2C, M,c,和 MC等 ;文献 [5]还 研究 了 M50NiL钢 中 M,c与 马 氏体 的取 向关 系 。