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        回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鑄造馬氏體不銹鋼組織和性能的影響

        2020-09-26 01:03:46金洋帆張家成楊弋濤
        上海金屬 2020年5期
        關(guān)鍵詞:碳化物耐蝕性馬氏體

        蔡 虎 金洋帆 張家成 楊弋濤

        (上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200444)

        30Cr13馬氏體不銹鋼具有良好的力學(xué)性能、淬透性和耐蝕性能,被廣泛用于醫(yī)療器械、測量器械和模具等[1- 2]。添加微量Nb可保證30Cr13鋼在碳當(dāng)量較低的情況下,通過碳、氮化物(尺寸小于5 nm)的彌散析出和Nb的固溶細(xì)化晶粒,顯著提高鋼的低溫韌性和強(qiáng)度,并使鋼具有良好的焊接性能和使用性能[3- 5]。

        毛宏煥等[6- 8]研究發(fā)現(xiàn),碳化物的類型和數(shù)量對(duì)30Cr13鋼的強(qiáng)度、硬度和耐蝕性能有重要的影響。回火試驗(yàn)表明,碳化物過多會(huì)降低鋼的抗拉強(qiáng)度,并明顯惡化鋼的耐蝕性能。前期的淬火試驗(yàn)發(fā)現(xiàn),在950~1 050 ℃溫度范圍內(nèi),從1 020 ℃淬火的鋼碳化物含量較低[9- 10],硬度較從其他溫度淬火的鋼低。對(duì)于具體的零件,淬火硬度對(duì)其使用性能的影響不大,而碳化物含量的影響更為重要。例如金洋帆等[11- 12]的研究發(fā)現(xiàn):1 050 ℃淬火、400 ℃回火的30Cr13Nb0.1馬氏體不銹鋼,因碳化物過多而導(dǎo)致其硬度較從1 020 ℃淬火的低。以往,有關(guān)回火工藝對(duì)含Nb馬氏體不銹鋼析出相和力學(xué)性能的影響的研究較少,但微量Nb對(duì)鋼中碳化物的形成和力學(xué)性能的影響很大,能否通過添加Nb并進(jìn)行合理的回火處理,使30Cr13鋼獲得較為理想的綜合性能并降低生產(chǎn)成本、提高產(chǎn)品競爭力,很值得研究。本文研究了回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鑄造馬氏體不銹鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響,旨在為進(jìn)一步改善該材料的性能提供一定的理論基礎(chǔ)。

        1 試驗(yàn)材料和方法

        1.1 試驗(yàn)材料與熱處理工藝

        采用15 kg級(jí)中頻感應(yīng)爐熔煉含0.117%Nb(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的鑄錠,用PMI- MASTER PRO型移動(dòng)式直讀光譜儀測定鋼的化學(xué)成分,如表1所示。對(duì)鑄錠進(jìn)行1 100 ℃×2 h均勻化退火,再分別按表2工藝進(jìn)行淬火和回火。

        表1 試驗(yàn)用30Cr13Nb0.1鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

        表2 熱處理工藝

        1.2 試驗(yàn)方法

        鑄錠按表2工藝熱處理后加工成10 mm×30 mm×55 mm的長方體,再制備金相試樣,腐蝕劑成分為1 g苦味酸+5 ml鹽酸+100 ml乙醇溶液。

        耐腐蝕性試驗(yàn)試樣尺寸為10 mm×10 mm×3 mm,依次用 200~2 000號(hào)氧化鋁砂紙水磨,用丙酮去油,再用去離子水清洗并吹干。電極材料為課題組自制:首先在試樣的背面確定粘結(jié)點(diǎn),用銅導(dǎo)線焊接固定,隨后用環(huán)氧樹脂封裝,僅露出10 mm×10 mm的工作面。使用前對(duì)封裝的工作電極依次用氧化鋁砂紙水磨,再用酒精和去離子水清洗并吹干。

        為了揭示碳化物含量對(duì)鋼力學(xué)性能和耐蝕性能的影響,對(duì)沖擊試驗(yàn)后的試樣進(jìn)行電解萃取。萃取劑成分為16 g檸檬酸+12 ml鹽酸+375 ml蒸餾水。萃取時(shí),將額定電壓調(diào)至15 V,通電約10 h,關(guān)閉電源,將萃取物靜置沉淀、離心烘干。采用18kWD/MAX2500V+/PC型X射線衍射儀(XRD)對(duì)萃取后烘干的粉末進(jìn)行分析,測試角度為30°~90°,掃描速率為4 (°)/min。采用HBRVU- 187.5型布洛維光學(xué)硬度計(jì)測定洛氏硬度,試驗(yàn)力為1 471 N。采用飛天系列金屬擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)測定沖擊韌性,試樣尺寸為10 mm×30 mm×55 mm。

        2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

        2.1 顯微組織

        圖1為不同溫度回火后30Cr13Nb0.1鋼的顯微組織,初步判斷為馬氏體和碳化物。如圖1(a)所示,碳化物主要呈點(diǎn)狀和纖細(xì)鏈狀。圖1(b,c)表明,回火溫度從350 ℃提高至450 ℃,碳化物形態(tài)和數(shù)量均發(fā)生明顯變化,即點(diǎn)狀碳化物消失,鏈狀和棒狀碳化物增多。從圖1還可看出,隨著回火溫度的升高,鋼中碳化物的尺寸增大、數(shù)量增多。

        圖1 1 020 ℃淬火后250(a)、350(b)和450 ℃(c)回火的30Cr13Nb0.1鋼的顯微組織

        圖2為30Cr13Nb0.1鋼的掃描電鏡組織。250 ℃回火的鋼組織為回火馬氏體和少量顆粒狀碳化物(見圖2(a))。350 ℃回火的鋼,如圖2(b)所示,碳化物彌散分布,且數(shù)量顯著增多。450 ℃回火的鋼,如圖2(c)所示,析出的部分碳化物由顆粒狀轉(zhuǎn)變成條片狀,且數(shù)量增加。這是因?yàn)樵谳^低溫度回火時(shí)形成的是亞穩(wěn)態(tài)ε- 碳化物,隨著回火溫度的升高,亞穩(wěn)的ε- 碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的碳化物[13- 14]。但此時(shí)淬火馬氏體的分解程度較高,其組織主要由馬氏體板條位向的α相和碳化物組成。

        圖2 1 020 ℃淬火后250(a)、350(b)、450 ℃(c)回火的30Cr13Nb0.1鋼的SEM組織

        圖2(a)中在SEM下呈黑色的相較少。圖2(b)中,黑色相周圍有大量白色條狀和點(diǎn)狀物,黑色相內(nèi)部則分布著少量的白色點(diǎn)狀物。如圖2(c)所示,高倍下仍然看不清黑色相的結(jié)構(gòu)。

        對(duì)白色點(diǎn)狀物進(jìn)行能譜分析,結(jié)果表明為碳化物;對(duì)白色和黑色相進(jìn)行能譜分析,結(jié)果如表3所示。隨著回火溫度從250 ℃分別提高至350和450 ℃,黑色相中Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)也從1.73%分別提高至2.54%和2.61%,而Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)卻從83.88%分別下降至82.78%和82.82%。同一溫度回火的鋼中黑色相的Si含量高于而Fe含量大多低于基體。這表明,Si更易在黑色相內(nèi)聚集,且隨著回火溫度的升高,Si含量增加。Si為鐵素體形成元素,且與C相互排斥[15],因此如圖2所示,黑色相周圍析出了較多的碳化物。隨著回火溫度的升高,馬氏體逐漸分解,析出碳化物后變成黑色相逐漸長大,并富集Si元素。

        表3 不同溫度回火的鋼的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

        電解萃取的不同溫度回火的鋼中析出相的含量如圖3所示。由圖3可知,當(dāng)回火溫度從250 ℃提高至350 ℃時(shí),鋼中析出相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從1.60%增加至2.39%。450 ℃回火的鋼,析出相含量也相應(yīng)增加。在回火過程中,馬氏體中的碳發(fā)生有序化轉(zhuǎn)變形成碳化物而析出[15]。隨著回火溫度的升高,碳原子活性增大,馬氏體分解加快,碳化物大量析出。而350 ℃回火的鋼中析出相含量增加較慢則可能與亞穩(wěn)態(tài)碳化物向穩(wěn)定碳化物轉(zhuǎn)變有關(guān),碳化物從細(xì)小顆粒狀轉(zhuǎn)變成條片狀,且密集度下降??梢?,回火溫度對(duì)鋼中析出相含量有顯著影響。

        圖3 回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鋼中析出相含量的影響

        圖4為不同溫度回火的30Cr13Nb0.1鋼中碳化物的XRD圖譜。圖4表明,經(jīng)250~450 ℃回火的鋼中碳化物均為Cr15.58Fe7.42C6和NbC。

        由圖4可知,鋼中的析出相主要為Cr15.58Fe7.42- C6和NbC。250 ℃回火的鋼,NbC分布較為集中, 隨著回火溫度升高至350 ℃,Cr15.58Fe7.42C6碳化物的峰值升高、峰面積增大,表明析出量增多,NbC分布更為均勻。450 ℃回火的鋼,Cr15.58Fe7.42C6碳化物的峰值下降,但NbC峰值升高、峰面積增大, Cr15.58Fe7.42- C6和NbC的析出量均增加。

        圖4 1 020 ℃淬火后250(a)、350(b)、450 ℃(c)回火的30Cr13Nb0.1鋼中碳化物的XRD圖譜

        隨著回火溫度的升高,鋼中Cr15.58Fe7.42C6碳化物的衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度先增大后減小,NbC碳化物的衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度則增大,表明Cr15.58- Fe7.42C6碳化物的含量先增加后減少,NbC碳化物的含量一直增加,總體上碳化物增多,即450 ℃回火的鋼中碳化物析出量最多。在碳化物類型不變的情況下,碳化物的數(shù)量及分布對(duì)不銹鋼耐蝕性能的影響較大,碳化物析出及沿晶分布將降低合金元素的固溶強(qiáng)化效果,可能影響鋼的力學(xué)性能和耐蝕性能,這方面尚需進(jìn)一步研究。

        2.2 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

        2.2.1 硬度

        由圖5可知,隨著回火溫度的升高,30Cr13Nb0.1鋼的硬度先下降后升高。結(jié)合掃描電鏡分析可知,硬度的變化與碳化物的形成有很大關(guān)系?;鼗饻囟葟?50 ℃提高至350 ℃,鋼的硬度明顯下降,但在350~450 ℃回火的鋼硬度反而升高,顯示出二次硬化效應(yīng),這可能與Cr15.58- Fe7.42C6碳化物的形成和NbC碳化物含量的增加有關(guān)。當(dāng)Cr15.58Fe7.42C6碳化物的衍射峰峰值升高時(shí),基體中含碳量降低,硬度降低;當(dāng)Cr15.58- Fe7.42C6碳化物含量減少時(shí),則硬度提高。這方面值得進(jìn)一步研究。回火溫度從250 ℃提高至350 ℃,30Cr13Nb0.1鋼的硬度從50.5 HRC降低至47.0 HRC。由于淬火馬氏體為過飽和固溶體,隨著回火溫度的升高,碳原子脫溶增強(qiáng),固溶強(qiáng)化作用大大減弱,因而硬度急劇下降[16]。而450 ℃回火的鋼則硬度回升至53.0 HRC,這與鋼中殘留奧氏體向回火馬氏體轉(zhuǎn)變的量增多,強(qiáng)碳化物形成元素Nb在特定溫度區(qū)間形成高度彌散的NbC,且含量增加從而使鋼強(qiáng)化密切相關(guān)。

        圖5 回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鋼硬度的影響

        2.2.2 沖擊韌性及斷口形貌

        回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鋼沖擊性能的影響如圖6所示。由圖6可知,隨著回火溫度的升高,30Cr13Nb0.1鋼的沖擊吸收能量先上升后下降,這與硬度的變化相對(duì)應(yīng)。上述顯微組織和碳化物萃取分析結(jié)果表明,回火溫度從250 ℃提高至350 ℃,鋼中馬氏體分解,碳以Cr15.58Fe7.42C6和NbC的形式析出。在350 ℃左右,淬火馬氏體基本分解成回火馬氏體,韌性較好,沖擊吸收能量達(dá)到最大值。

        圖6 回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鋼沖擊韌性的影響

        當(dāng)回火溫度進(jìn)一步提高至450 ℃時(shí),鋼中碳化物析出量增多,析出的部分碳化物從顆粒狀轉(zhuǎn)變成條狀和片狀并聚集,易引起脆性。與顆粒狀碳化物相比,沿晶界析出的條狀和片狀碳化物將降低鋼的沖擊性能。另外,Nb形成NbC取代滲碳體對(duì)鋼產(chǎn)生彌散強(qiáng)化,但韌性降低。

        采用掃描電鏡分析了沖擊試樣斷口的微觀形貌,結(jié)果如圖7所示。由圖7可知,不同溫度回火的鋼的沖擊試樣斷口形貌有一定差異。250 ℃回火的鋼沖擊試樣斷口有少量韌窩和較多且密集的解離平臺(tái),屬于脆性斷裂;350、450 ℃回火的鋼,沖擊試樣斷口較為粗糙,350 ℃回火的鋼的韌窩尺寸與450 ℃回火的鋼相近但數(shù)量更多,而且還能看到由于塑性變形產(chǎn)生裂紋擴(kuò)展并相互連接而造成的纖維狀形態(tài),韌窩數(shù)量較多且分散,一些韌窩由小而淺變成大且深,色澤較暗。韌窩是微孔聚集斷裂的典型特征,微孔的大小與第二相質(zhì)點(diǎn)的大小和密度、基體的塑性變形性能等因素有關(guān)[16]。圖7表明,隨著回火溫度的升高,1 020 ℃淬火的30Cr13Nb0.1鋼斷裂由解離型向韌性斷裂過渡,進(jìn)而發(fā)展成混合型斷裂。

        圖7 1 020 ℃淬火后250 (a)、350 (b)、450 ℃(c)回火的30Cr13Nb0.1鋼的沖擊試樣斷口SEM形貌

        2.3 耐蝕性能

        從上述研究結(jié)果可知,回火溫度對(duì)30Cr13Nb0.1鋼中碳化物的數(shù)量和形態(tài)有明顯的影響,從而間接影響鋼的耐蝕性能。圖8為1 020 ℃淬火、不同溫度回火的30Cr13Nb0.1鋼在體積分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl水溶液中的動(dòng)電位極化曲線。

        圖8 不同溫度回火的30Cr13Nb0.1鋼在室溫3.5%NaCl水溶液中的動(dòng)電位極化曲線

        由圖8可知,250和450 ℃回火的30Cr13Nb0.1鋼的極化曲線明顯左移,并且鈍化電流密度增大,表明在250和450 ℃回火的鋼的自腐蝕電位小于350 ℃回火的鋼,耐蝕性能惡化。圖8還表明,450 ℃回火的鋼的極化曲線無明顯鈍化區(qū)域,腐蝕電流明顯增大,耐蝕性能最差。250和450 ℃回火的鋼都有較明顯的鈍化區(qū)域。

        對(duì)極化曲線進(jìn)行擬合獲得的電化學(xué)參數(shù)列于表4。350 ℃回火的30Cr13Nb0.1鋼的自腐蝕電位(Ecor(V/SCE))明顯高于250和450 ℃回火的鋼,并且點(diǎn)蝕電位(Epit(V/SCE))最大,為0.140 V。自腐蝕電位和點(diǎn)蝕電位是反映材料耐點(diǎn)蝕性能的重要參數(shù),350 ℃回火的鋼的自腐蝕電位最高、點(diǎn)蝕電位最大,故耐點(diǎn)蝕性能最好。

        表4 不同溫度回火的30Cr13Nb0.1鋼的腐蝕電位和點(diǎn)蝕電位

        3 結(jié)論

        (1)30Cr13Nb0.1馬氏體不銹鋼中的碳化物除M23C6外還有NbC,較低溫度回火的鋼中碳化物為點(diǎn)狀和纖細(xì)鏈狀,較高溫度回火的鋼為長條鏈狀。隨著回火溫度的升高,M23C6型碳化物的析出量先增加后減少,NbC的析出量一直增加,兩種碳化物的總量增加。

        (2)回火溫度顯著影響30Cr13Nb0.1鋼的力學(xué)性能,隨著回火溫度的升高,硬度先降低后升高,沖擊韌性先升高后降低,450 ℃回火的鋼硬度最高,350 ℃回火的鋼沖擊韌性最好。

        (3)450 ℃回火的30Cr13Nb0.1鋼的耐蝕性能最差,350 ℃回火的鋼的耐點(diǎn)蝕性能優(yōu)于250 ℃回火的鋼。

        (4)1 020 ℃淬火、350 ℃回火的30Cr13Nb0.1鑄造馬氏體不銹鋼的綜合性能較好。

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