新型二次硬化高Co_Ni超高强度钢强韧化机制的研究
国外高强韧、高等级管线钢发展情况
国外高强韧、高等级管线钢发展情况在20世纪70年代,管线钢生产的热轧加正火工艺被控制轧制技术所取代,利用Nb和V 的微合金化技术可生产出X70管线钢。
这种控制轧制技术在80年代进一步演化为控制轧制加轧后加速冷却技术,利用这种技术可以生产比X70级更高钢级的X80管线钢。
到了20世纪末、21世纪初,利用控制轧制和改进后的加速冷却技术并添加Mo、Cu和Ni,可使钢板的强度级别提高到X100、X120甚至X130。
目前,级别为X70和X80的高强度管线钢主要在长输管线工程建设中使用,X100也将投入使用,X120和X130的研究与开发已经获得了巨大突破,处于评估阶段。
HTP管线钢在世界范围内的开发HTP管线钢具有高性能低成本的优势,对管线建设具有显而易见的巨大经济效益,被称为新一代管线钢。
世界各国都在加紧研究高钢级HTP管线钢的工艺技术。
在巴西矿冶公司(CBMM)的推动和支持下,日本在1983年试制了HTP管线钢并在13家公司进行了轧制试验。
巴西国家石油公司也进行了X80级HTP管线钢的开发、制管试验和性能评价。
在夏延输气管线成功建成的基础上,美国又启动了更大规模的“西气东输”管道—落基捷运管道(Rockies express pipeline)建设。
该输气管线全长2 130 km,管径1 067 mm,一期工程(1 142 km)计划于2007年开工、2008年建成投产,二、三期工程将在2009年建成,并继续采用X80级HTP管线钢。
住友金属开发了X100/X120级超高强度、大直径焊管，以满足跨大陆、长距离天然气输送要求。
不仅在冶炼工序要求纯净化，而且因为强度指标要求，钢中含有微量的硼，在轧钢工序也要求实现控制轧制。
特别是X120级焊管，要求极高的抗张强度与低温韧性，而且焊接性能要好，工艺控制上更要严格。
新日铁计划于2008年3月在君津钢管厂确立X120油气管线用高强度复合UO钢管的批量生产工艺。
T250无钴马氏体时效钢研制
无钴马氏体时效钢失去Ｃｏ、Ｍｏ的交互作用， 含Ｍｏ金属间化合物的析出量减少，强化效果减 弱，如果增加Ｍｏ含量提高强度，则钢在奥氏体化 时富钼金属问化合物不易溶解，导致钢的塑韧性 降低，因此Ｍｏ含量不宜过高。
Ｔｉ是马氏体时效钢的强化元素，文献［１２］中 指出，每增加０．１％的Ｔｉ，强度增加５４ ＭＰａ。当 Ｔｉ由１．４％增加到１．８％，强度由１ ８２０ ＭＰａ增加 到２ ０００ ＭＰａ，塑性由１３％降到９％，Ｋ１１３由 ９０ ＭＰａｍⅣ２降到７０ ＭＰａ·ｍⅣ２［８＇”］，因此Ｔｉ含量 是决定钢强度和塑韧性的关键元素，Ｔ２５０钢将Ｔｉ 控制在１．３％一１．６％之间。
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ａｒｔｉｃｌｅ ｓｔｕｄｉｅｓ Ｔ２５０ ｅｏｂＭｔ—ｆｒｅｅ ｍａｒａｇｉｎｇ ｓｔｅｅｌ ａｎｄ ａｎａｌｙｚｅｓ ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｔｈｅ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｅｌｅｍｅｎｔｓ．Ｉｔ ｒｅｐｒｅｓｅｎｔｓ ｔｈｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒ ｏｆ ｔｈｅ ｓｔｅｅｌ，ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ｏｆ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａｎｄ ｔｏｕｇｈｅ— ｎｉｎｇ ａｎｄ ｔｈｅ ｗａｙｓ ｏｆ ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ ｔｈｅ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ．Ａｔ ｌａｓｔ ｉｔ ｄｅｖｅｌｏｐｓ ｔｈｅ ｒｅｓｅａｒｃｈ ｏｆ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｐｒｏ－ ｃｅｄｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ａｎｄ ｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｓ ｔｈｅ ｏｐｔｉｍｕｍ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔ ｓｈｏｗｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｓｔｅｅｌ ｈａｓ ａ ｈｉｇｈｅｒ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａｎｄ ｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇ．Ｗｅ ｍａｙ ｃｈｏｏｓｅ ８２０～ ９２００Ｃ ａｓ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ ａｎｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ．Ｔｈｅ ｃｈａｎｇｅ ｏｆ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓ ｓｌｉｇｈｔｌｙ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｓ．Ｉｔ ｈａｓ ｂｅｔｔｅｒ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ ａｎｄ ｃｏｌｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｉｎ ｔｈｅ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ．Ｉｔ ｈａｓ ｔｈｅ ｏｐｔｉｍｕｍ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａｎｄ ｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇ ｗｈｅｎ ｉｔ ｉｓ ａｇｅｄ ａｔ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ ４８０—５ １０。Ｃ ａｎｄ ｔｈｅ ｉｎｓｕｌａｔｉｏｎ ｗｏｒｋ ｏｆ ３—８ ｈ．Ｗｅ ｏｕｇｈｔ ｔｏ ｋｅｅｐ Ｔ２５０ ｈｉｇｈｅｒ ｐｕｒｉｔｙ ｉｎ ｏｒｄｅｒ ｔｏ ｇｕａｒａｎｔｅｅ ｈｉｇｈｅｒ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ａｎｄ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ．
1.2 第1章_钢合金化概论-钢的强化和韧化
2、影响塑性的因素
溶质 原子
↓ 韧性，间隙溶质原子 > 置换溶质原子。
晶粒 度
第二 相 杂质
细晶既↑σS，又 ↑ 韧性 → 最佳组织因素。
K↓韧性。K 小、匀、圆、适量 → 工艺努力方向。
杂质往往是形变断裂的孔洞形成核心， → 提高钢的冶金质量是必须的。
3、改善钢韧性的途径
1.改善延性断裂的途径 2.改善解理断裂抗力的途 径 3.改善沿晶断裂抗力的途径
锰对钢γ区的影响
铬对钢γ区的影响
3、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-Fe区扩大→钢在室 温下也为A体 — A钢； F形成元素Cr、Si等使γ-Fe区缩小→钢在高 温下仍为F体 — 铁素体钢。
二、 合金钢的加热A化
α+ Fe3C (或 K) →
γ
α→γ： 需要Fe重组和 C扩散
Fe3C或K：需要溶解于γ
s 0 Ks d
著名的Hall-petch公式 式中，d为晶粒直径，Ks为系数
1/ 2
机理
晶粒越细 → 晶界、亚晶界越多→ 有效 阻止位错运动，产生位错塞积强化。
效果
↑钢的强度，又↑塑性和韧度 这是最理想的强化途径.
3、第二相强化
表达式
P K P
1
机理
微粒第二相钉扎位错运动→强化效果 主要有切割机制和绕过机制。在钢中主 要是绕过机制。 两种情况：回火时弥散沉淀析出强化， 淬火时残留第二相强化。 有效提高强度，但稍降低塑韧性。
效果
提高强度，降低塑韧性
固溶强化的规律
（ 1）溶质元素在溶剂中的饱和溶解度愈小，其固溶 强化效果愈好。
置换元素对α-Fe屈服强度的影响
固溶强化的规律
几种新型热作模具钢的性能对比研究
属熔体 对模具 工 作 表 面 的作 用 ， 在工 作 中反 复受
到炽热金属和冷却介质 （ 、 空气 ） 水 油、 的冷热循 环交替作用…。因此要求模具 材料具有高 的强 度 、 温硬度 、 高 冲击韧 度和好 的热 稳定性 等 － 。近 ｚ
【 摘要】 利用洛氏硬度计和冲击试验机对 Ｓ Ｃ １Ｓ Ｃ ２ Ｓ Ｃ ３ Ｓ Ｃ ４等 ４种热作模 Ｄ Ｍ 、Ｄ Ｍ 、Ｄ Ｍ 、Ｄ Ｍ
具钢作 硬 度和 冲 击试 验 ， 到 了这 ４种 钢 的 最佳 热 处理 工 艺参 数 。利 用 Ｂ ＨＲ ＤＬ０ Ａ相 变 得 Ａ Ｉ８５
仪 、Ｄ Ｍ６ ０热重／ Ｓ Ｓ ＴＣ ０ Ｄ Ｃ联 用热 分析 仪 、 Ｆ ５ 光导热 系数 测量仪 等设备 测量 了这 ４种 材 Ｌ Ａ ４ ７激
随 着模 具 工业 的发展 ， 作模 具 钢 的工 作条 热
件也变 得越来 越 恶 劣 ， 如需 要 承 受各 种 应 力及 金 成形模 具具 有 足够 的结 构 刚性 、 面硬 度 与疲 劳 表
寿命 ， 更要求 模具 能够稳 定 地 工 作在 剧 烈 的 冷热 交 替条 件下 ， 时能 够抵 抗 高 温 板料 对 模 具产 生 同 的强力 热摩擦 以及脱 落 的氧化层 碎片及 颗粒 在高 温 下对模 具表 面 的磨 粒磨损 效应 Ｊ 。 本 文针对 热 冲压模 具 的实 际 工 作情 况 ， 据 根 钢 的强 韧化设 计原理 Ｌ 和合金 元素 在热作 模具钢 ４ 中的作用 Ｊ设计 了 ４种 新型热 作模具 钢 ， 称为 ， 名
ｈ ｔｗｏ ｋ ｎ ｅ ｍａｅ ａ ． ｏ ｒ ｉ ｇ ｄｉ ｔｒ １ ｉ
第1章钢合金化概论钢的强化和韧化课件
Si能溶于ε ，不溶于Fe3C ，Si要从ε 中出去
↓ε-FeXC的形核、长大
↓ε→ Fe3C 效果: 含2% Si能使M分解温度从260℃提高到350℃以上
(2)对残余A转变的影响
(3)回火时K的形成
各元素明显开始扩散的温度为：
Me
Si
Mn
Cr
(2) Me对A晶粒长大倾向的影响
➢合金元素形成的碳化物在高温下越稳定，
越不易溶入A中，能阻碍晶界长大，显著细 化晶粒。 按照对晶粒长大作用的影响，合 金元素可分为：
①Ti 、V 、Zr 、Nb等强烈阻止A晶粒长大，
Al在钢中易形成高熔点AlN 也能强烈阻止晶粒长大；
、Al2O3细质点，
AlN含量对A晶粒度的影响
第二 相
K ↓韧性。 K 小、匀、圆、适量 → 工艺努力方向。
杂质
杂质往往是形变断裂的孔洞形成核心， → 提高钢的冶金质量是必须的。
3、改善钢韧性的途径
1.改善延性断裂的途径 2.改善解理断裂抗力的途 3.改径善沿晶断裂抗力的途径
4、提高钢韧度的合金化途径
1)细化晶粒、组织—— 如Ti 、V 、Mo； 2) ↑回火稳定性 —— 如强K形成元素 ； 3)改善基体韧度 —— Ni ； 4) 细化K —— 适量Cr 、V ，使K小而匀 ； 5) ↓回脆 —— W 、Mo ； 6)在保证强度水平下，适当↓含C量.
效果
有效提高强度，但稍降低塑韧性。
钢强度表达式
位错被质点障碍物所挡住
4、位错强化
表达式
机理
位错密度ρt →tt位错交割、缠结， → 有效地阻止了位错运动 → t钢强度。
效果
第1章_钢合金化概论
合金元素的固溶规律， 即Hume-Rothery规律
决定组元在置换固溶体中的溶解 度因素是点阵结构、原子半径和电 子因素，无限固溶必须使这些因素 相同或相似.
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二、间隙固溶体
① 有限固溶 C、N、B、O等
② 溶解度
溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不 同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。
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二、Me和Fe的作用
纯Fe → Fe-C相图的变化特点。 Me和Fe的作用：
1、γ稳定化元素
使A3↓，A4↑，γ区扩大
a) 与γ区无限固溶 —— Ni、Mn、Co 开启γ区—— 量大时， 室温为γ相；
2020/9/18
b) 与γ区有限固溶 —— C、N、Cu —— 扩大γ区。
2、α稳定化元素
2020/9/18
铬对钢γ区的影响
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锰对钢γ区的影响
1.3 铁基固溶体
一、置换固溶体
合金元素在铁点阵中的固溶情况
Me
Ti
V Cr Mn Co Ni Cu C N
溶 解
αFe
~7
(1340℃)
无 限
无 限
~3
76
10
0.2 0.02 0.1
度 γFe
0.68
无无无
~1.4 12.8
合金元素对共析碳量的影响
二、对临界点的影响
A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动； F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动
三、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-Fe区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢；
F形成元素Cr、Si等使γ-Fe区缩小→钢在高 温下仍为F体 — 铁素体钢。
420MPa级高强度海洋平台用钢板的开发
420MPa级高强度海洋平台用钢板的开发顾晔;胡聆【摘要】研究了420 MPa级海洋平台用钢板的制造工艺、强韧性机理、设计思路和技术难点.研究结果表明,通过合理的材料成分和工艺设计,可在较低碳当量的限制条件下生产出性能优良的钢板.可通过添加微量的合金元素,采用低S、低P,严格控制N、O、H含量,同时配合合适的TMCP(控制轧制和控制冷却)工艺,能够获得优良的屈服强度、抗拉强度、低温冲击韧性、抗层状撕裂和焊接性能.通过上述研究,成功开发了厚度80 mm HY420海工钢板,并通过了船级社认证.【期刊名称】《宝钢技术》【年(卷),期】2016(000)003【总页数】6页(P46-50,62)【关键词】海洋平台用钢;TMCP;控轧厚度;终轧温度;终冷温度【作者】顾晔;胡聆【作者单位】宝山钢铁股份有限公司制造管理部,上海201900;宝山钢铁股份有限公司制造管理部,上海201900【正文语种】中文【中图分类】TG142.41开发与应用海洋平台用钢的工作环境条件非常严酷,不仅要承受重力载荷,还要承受风载荷、波浪载荷、海流载荷、冰载荷、地震载荷;且海洋工程装备的服役期比船舶类长50%,因此要求所用钢材必须具有高强度、高韧性、抗疲劳、抗层状撕裂、良好的焊接性、耐海水腐蚀以及好的冷加工性等特性[1]。
HY420是高强度海洋工程结构TMCP钢产品,具有良好的力学性能和焊接性能,广泛应用于海洋平台建造。
相关标准中对母材和焊接接头力学性能要求较高,且要求焊后热影响区具有较好的止裂性能。
本研究工作基于理论分析,设计合适的成分和工艺,开发具有良好力学性能和焊接性能的HY420钢板。
《美国油基钻井液标准》对HY420钢的化学成分要求见表1,对力学性能要求见表2。
对HY420钢板的其他性能要求主要包括:(1)良好的内部质量。
海洋平台在严酷的环境条件下工作,特别是管结构的节点属于复杂的接头形式,承受复杂的载荷,因此要求所用钢材具有良好的内部质量,夹杂物、偏析等控制在较好水平。
时效温度对马氏体时效不锈钢微观组织与力学性能影响的研究_1
时效温度对马氏体时效不锈钢微观组织与力学性能影响的研究发布时间：2022-12-12T03:22:34.338Z 来源：《科学与技术》2022年16期作者：徐殿鑫1 杨年浩2[导读] 研究了强度级别为1900MPa的新型马氏体不锈钢在经过不同制度的热处理后的微观组织及其对钢力学性能的影响，探讨了新型马氏体时效不锈钢的强韧化机理。
徐殿鑫1 杨年浩21.哈尔滨电机厂有限责任公司黑龙江哈尔滨 1500402.中国三峡建工（集团）有限公司四川成都 610095摘要：研究了强度级别为1900MPa的新型马氏体不锈钢在经过不同制度的热处理后的微观组织及其对钢力学性能的影响，探讨了新型马氏体时效不锈钢的强韧化机理。
关键词：马氏体时效不锈钢；强韧化机理；析出相；力学性能马氏体时效不锈钢因其具有良好的强韧性与耐蚀性,广泛的应用在航空、航天、核技术、舰船、先进机械制造等高科技领域的承力耐蚀（或高温）部件。
但当前的马氏体时效不锈钢的发展也面临着一个突出的问题，强韧性配合不够优异，如何在保证马氏体时效不锈钢高强度的同时，提高韧性指标就有了重要的理论意义和应用价值。
因此本文在原有马氏体时效不锈钢AFC-77的基础上，开发了一种具有良好的耐蚀性和强韧性配合的新型马氏体时效不锈钢1Cr14Co13Mo5，通过对新研制的马氏体时效不锈钢在不同热处理阶段微观组织的观察和力学性能的分析，探讨这种高强度马氏体时效不锈钢的组织转变特点以及微观组织对其力学性能的影响，从而为热处理制度的优化提供可靠的依据。
一.实验材料和方法马氏体时效不锈钢选用高纯电解 Fe，电解 Ni，高纯 Mo、Co 等采用超高真空感应炉熔炼25kg的钢锭，实验钢主要成分如表1.1所示。
钢锭在1100℃±10℃开锻，终锻温度为900℃±10℃，锻成Φ40mm的棒材，锻件锻后在24h内进行退火处理，在860℃±10℃退火保温2-3小时，炉冷备用。
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1995211216收到,1996204222收到修改稿航空基金资助课题新型二次硬化高Co -N i 超高强度钢强韧化机制的研究凌 斌 钟 平 钟炳文 赵振业 张少卿(北京航空材料研究所4室,北京,100095)ON THE STRENGTHEN ING M ECHAN IS M OF H IGH Co -N iUL TRAH IGH STRENGTH STEELL ing B in ,Zhong P ing ,Zhong B ingw en ,Zhao Zhengye ,Zhang Shaoqing(4th Facu lty ,Beijing In stitu te of A eronau ticalM aterials ,Beijing ,100095)摘 要 研究了二次硬化型超高强度钢23N i Co 的显微组织及其强韧化机制。
结果表明,430℃回火,马氏体分解形成大量的渗碳体,粗大渗碳体粒子分布在板条边界,合金的韧性最差。
440～455℃回火,位错上有细小碳化物的析出共格区,合金的强度最高。
482℃回火,片状渗碳体含量减少以及在板条边界形成薄膜状的逆转奥氏体,合金的韧性迅速增加。
高温回火,M 2C 粗化失去与基体的共格关系,钢的强度下降。
关键词 超高强度钢 二次硬化 回火中图分类号 V 252.1,T G 142.1Abstract T he m icro structu re and strengthen ing m echan is m of u ltrah igh strength 23N i Co steel w ere studied .U pon tempering at 430℃,the m arten site w as decompo sed to fo rm a lo t of ce 2m en tite p latelets concom itan t w ith a sign ifican t drop in toughness.T empering at 440～455℃resu lted in peak strength due to the p reci p itati on of coheren t zones of fine carb ides.T he peak in toughness w as attained in the ab sence of cem en tite and the fo rm ati on of reverted and stab leau sten ite .T empering at h igher temperatu res resu lted in lo ss of bo th strength and toughness.T he drop of the strength tempering at h igh temperatu re is due to p reci p itati on s coarsen ing and lo ss of the coheren t w ith the m atrix .Key words u ltrah igh 2strength 2steels secondary harden ing temper高性能飞行器需要兼备有良好断裂韧性和疲劳性能的超高强度材料,在过去的几十年里,二次硬化型超高强度钢的结构和机械性能得到了广泛的研究。
H P 9242X 系列钢(9N i 24Co )及其改良钢种H Y 180[1]和A F 1410[2,3],由于比强度太低,它们对大多数航空构件并不适用。
近年,美国Carp en ter 技术公司研究和发展中心的Schm idt 和H em p h ill 等人在A F 1410钢成分的基础上研究出一种新型超高强度钢A erm et 100钢[4]。
在韧性损失小的条件下,A erm et 100钢比A F 1410钢具有更高的强度,但目前对产生如此高的强度和韧性的原因以及微观组织尚不清楚。
本文将对成分与A erm et 100钢相仿的23N i Co 钢在不同回火温度的组织和性能进行研究,以揭示其强韧化机制,这对发展我国超高强度钢有积极和重要的意义。
第18卷 第1期1997年 1月 航 空 学 报A CTA A ERONAU T I CA ET A STRONAU T I CA S I N I CA V o l .18N o.1Jan .19971 材料与试验方法试验用料采用双真空熔炼。
其化学成分(重量百分比)为0.23C 211.73N i 23.13C r 213.85Co 21.25M o 20.01T i 20.03A l 20.04N b 20.07Si 20.001S 20.006P 20.02M n 。
固溶处理温度为885℃,保温1h ,油淬至室温后立即深冷至-73℃,1h 保温,空气升至室温。
在200～600℃间不同温度回火6h 后,将试样加工至规定尺寸,进行常规力学性能试验。
然后用线切割方法将试样切成0.15mm 厚的薄片,经金相砂纸研磨后,在电解双喷仪上制备透射电镜薄膜试样。
用H 2800型透射电子显微镜进行观察,加速电压200kV 。
2 试验结果图1 回火曲线2.1 回火曲线图1为23N i Co 钢不同温度回火6h 后的屈服强度(0.2YS )、拉伸强度(T YS )及断裂韧性(K 1C )、冲击韧性(a k )、硬度(HRC )、延伸率(E l .)和断面收缩率(RA .)等机械性能与回火温度的关系曲线,可以看出其力学性能随回火温度的变化是复杂的。
欠时效(200～400℃),钢的强度水平较低,在200～300℃之间,0.2YS <1750M Pa ,洛氏硬度值只有49.5,但韧性很好,冲击韧性和断面收缩率及延伸率在200℃左右达到最大值。
高于400℃回火,钢的强度开始回升。
峰时效(420～465℃),钢的强度和韧性变化幅度都较大。
440～455℃硬度和强度达到最高值,HRC 为55.5,0.2YS >2100M Pa ;但此时塑性和断裂韧性达到最低值,K 1C =49.0M Pa m ,E l .=12.5%,RA .=51.2%。
超过465℃回火,强度开始下降,塑性和韧性回升。
482℃,拉伸强度跌落至1961M Pa ,K 1C 上升到98.5M Pa m ;随回火温度升高,拉伸强度继续下降,断裂韧性增加。
510℃回火,0.2YS =1680M Pa ,K 1C =131.0M Pa m 。
可以看到,峰时效强度最高而断裂韧性和塑性最低,稍过时效后,韧性显著上升。
482℃回火,合金不仅具有较高的强度水平,同时还有较高的断裂韧性值。
2.2 不同温度回火的显微组织淬火态组织主要为位错马氏体,位错密度很高,孪晶马氏体约占30%。
组织中还有少量残余奥氏体(A R )。
大量的Ε碳化物在位错上形核析出。
200℃回火,Ε2碳化物开始向Fe 3C 转变。
300℃回火,组织中出现大量的片状Fe 3C ,呈魏氏分布,如图2所示。
有两种尺寸的Fe 3C ,大的长度250～300nm ,小的长度30～60nm 。
420～465℃回火,在位错线上有极细小的无规则形状的析出相,无确定的分布方向,衍射谱中无漫散射,如图3(a )。
54第1期凌 斌等:新型二次硬化高Co 2N i 超高强度钢强韧化机制的研究图2 300℃回火合金中析出大量Fe 3C 482℃回火,基体中针状析出相开始长大,可以辨别出在位错和马氏体基体内析出的细小相为针状,尺寸小于10nm ,针的长轴方向沿基体的<100>方向,如图3(b ),大部分析出相均有应变衬度,衍射谱有沿[100]Α方向较强的漫散射,说明它们与基体保持共格,但也有一部分析出相没有应变衬度,表明至少有一部分析出相已经失去与基体的共格关系。
510℃回火,组织有以下两个的变化:(1)析出相明显粗化,呈棒状,并失去与基体的共格关系,如图3(c ),由于无应变衬度,可以清楚地看到沿基体<001>3个方向分布的针状相,长度约为30nm ,截面直径6～9nm;(2)逆转奥氏体体积分数增加,主要在板条界形成,与基体的取向关系符合Ku rdju rnov 2Sach s 关系。
550℃和600℃回火,M 2C 进一步粗化,550℃长度约为50nm ,600℃长度约为70nm ,如图3(d ),图3(e )。
图3 不同回火温度处理、沿基体[001]方向的合金组织及衍射谱(a )420℃;(b )482℃;(c )510℃;(d )550℃;(e )600℃;(f )衍射谱标定64航 空 学 报第18卷2.3 回火温度对奥氏体含量的影响图4 回火温度对奥氏体含量的影响图4为用X 2衍射法测定的奥氏体(包括残余奥氏体和逆转奥氏体)的体积分数随回火温度的变化曲线,可见,淬火处理试样中奥氏体含量较少,直至430℃,奥氏体体积分数变化不大,低于5%,主要沿晶界不连续分布,如图5(a ),超过430℃回火,随温度升高,奥氏体体积分数显著增加,430～482℃回火增加的幅度不大,482℃回火,发生奥氏体逆转变,在马氏体边界呈薄膜状,如图5(b );高于482℃回火,逆转奥氏体的体积分数迅速增加,510℃奥氏体总量达到15%,边界的逆转奥氏体也长大许多,如图5(c );600℃回火,组织中奥氏体总量达到28%,逆转奥氏体长大成大块状,在马氏体边界连续分布,如图5(d )。
图5 不同温度回火试样中的奥氏体(a )淬火态;(b )445℃;(c )382℃;(d )510℃3 讨 论3.1 M 2C 析出行为低于455℃回火,合金碳化物M 2C (M =C r ,M o ,…)与基体保持完全共格,判定共格性的主要依据是明场成像下存在应变衬度,以及对应的衍射谱中存在漫散射,如图3(a )。
Iran i 和Honeycom be 观察到靠近峰硬度温度的回火早期阶段存在漫散射,并认为这是由于存在未知的成分偏聚区所形成的[5]。
R ayno r 则认为漫散射是由于M 2C 的析出,但他没有给74第1期凌 斌等:新型二次硬化高Co 2N i 超高强度钢强韧化机制的研究84航 空 学 报第18卷出令人信服的证据说明存在晶体析出相[6]。
455℃～482℃回火,试样中的M2C大多数没有产生衍射斑点,基于目前的研究结果,可以推测,在该温度区间,M2C为M o,C r等固溶原子的共格区,其对应的选区衍射只是强度较弱的漫散射。
这表明在482℃回火,至少有一部分M2C为非晶体区域。