309S奥氏体耐热不锈钢金相组织和表面缺陷分析

通过冶炼—轧制—退火酸洗工艺生产309S奥氏体耐热不锈钢卷板,研究其连铸板坯、轧制态以及退火态金相组织,退火态力学性能和表面缺陷.结果表明:309S奥氏体耐热不锈钢在三种状态下的组织均为奥氏体相和残留的高温铁素体相,这种高温铁素体难以通过热处理消除;轧制态和退火态金相组织中,厚度方向近表面铁素体含量少,心部铁素体含量高;高温铁索体的存在不影响产品的力学性能;通过连铸板坯的精修磨可以避免表面缺陷的产生.     

固溶处理对超低碳奥氏体不锈钢00Cr24Ni13铸坯δ-铁素体转变的影响

研究了1000～1200℃ 1～3 h固溶、淬火或空冷对超低碳奥氏体不锈钢00Cr24Ni13(/%:≤0.02C、23～25Cr、13～14 Ni)200 mm×1 250 mm铸坯8铁素体转变的影响。结果表明,随固溶温度升高和保温时间延长铸坯中δ铁素体量减少;随固溶温度的升高,铸坯中的连续网状δ铁素体断开并且长大,空冷则会促使高温下长大的δ铁素体向小尺寸颗粒状组织转变;当铸坯试样在1 200℃保温3 h空冷后,网状δ铁素体完全转变成弥散分布的小于10μm的颗粒状铁素体组织,δ铁素体相比例也由14.3%降至7.3%。相对于颗粒状铁素体,网状δ铁素体的奥氏体-铁素体两相界面在轧制中更容易产生裂纹。     

高强高韧高氮奥氏体不锈钢的热加工工艺

通过调整热变形和热处理工艺参数,对含氮0.52%的Cr-Mn-Mo-N高氮奥氏体不锈钢的组织与力学性能的关系进行了系统研究.研究结果表明,高氮奥氏体不锈钢中析出氮化物对塑性的损害高于残留铁素体的作用,热变形组织对材料的强化作用高于残留铁素体.在1 000～1 050℃温度范围内终轧并水冷至室温的高氮不锈钢的组织为单一奥氏体,且强韧性能优异.通过采用合理的热变形工艺,可以不经后续热处理直接轧制出与固溶态相比,屈服强度、抗拉强度和加工硬化速率更高,屈强比更低且延伸率基本不变的高氮奥氏体不锈钢.     

铁素体不锈钢410S与430高温相组织的Thermo-calc计算与试验研究

通过金相观察与DSC试验,对410S和430两种铁素体不锈钢的高温组织进行了研究,并通过定量分析,分别获得了高温相组织的体积分数及与温度的变化关系.利用Thermo-calc热力学软件,计算了两钢种的高温相图,计算结果和试验结果吻合较好.由于高温下铁素体不锈钢存在两相组织,钢的热塑性会降低,导致轧制时产生边裂,故探讨了通过热加工工艺优化来避免边裂的问题.     

热变形双相不锈钢的微区取向及组织分析

 在变形温度为1000和1100℃,应变速率为01s-1的条件下,利用MMS-200热模拟试验机,对S32750超级双相不锈钢进行了高温压缩试验。利用电子背散射衍射(EBSD)分析了其晶体取向和微观组织。研究结果表明,铁素体在两种试验条件下均可形成<001>和<111>∥压缩轴织构,在变形温度为1100℃时,<001>织构要强一些;奥氏体在两种变形温度下均形成了<001>织构,强度很弱。在变形温度为1100℃条件下,奥氏体中存在的以Σ3为主的CSL特殊晶界数量更多。两种试验条件下,S32750超级双相不锈钢中铁素体和奥氏体均发生了动态再结晶,降低变形温度有利于细化晶粒。在铁素体向奥氏体转变过程中,奥氏体可以在铁素体晶界处生成,也可以在铁素体晶粒内部形成。     

不锈钢-低合金钢异种焊接接头的微观结构与残余应变分析

压水堆核电站压力容器出厂前在SA508低合金钢管口处堆焊309L不锈钢,以降低核电站现场建设时的焊接难度,提高核电站总体安全性。SA508-309L异种金属焊接接头处剧烈变化的成分与力学性能梯度、复杂的相结构和焊接残余应变,是核电站发生材料失效的薄弱环节。深入研究了其微观结构和焊接残余应变分布规律。结果显示:309L不锈钢的显微组织形态为垂直于熔合线的奥氏体枝晶,枝晶间存在部分蠕虫状的δ铁素体,而SA508低合金钢焊接热影响区的显微组织形态为呈羽毛状特征的贝氏体组织;两者焊接接头熔合线两侧晶界均以随机大角晶界为主,CSL特殊晶界比例低,SA508低合金钢的焊接残余应变大于309L不锈钢。     

热加工对含氮马氏体不锈钢组织转变和性能的影响

采用Thermal-calc计算了含氮马氏体不锈钢20Cr13的合金相图,据此进行了关键热加工工艺参数设计。采用金相、扫描电镜、X射线衍射、高温热模拟试验、拉伸试验和硬度测试等方法,研究了高温下均热温度对高温组织转变的影响以及高温铁素体对高温塑性的影响,同时研究了退火和淬火工艺对组织和性能的影响。结果表明:铸锭中的少量δ铁素体在单相奥氏体区高温长时间均热后并未消除;δ铁素体的存在降低了马氏体不锈钢的高温塑性;在临界温度长时间退火后,组织为铁素体基体上弥散分布球状碳化物的索氏体及沿晶界呈断续分布的点状碳化物,随退火温度的提高,索氏体晶粒尺寸增大,碳化物选择性地在晶界粗化长大,并呈断续状点状分布;950~1100℃奥氏体化淬火后的组织为板条马氏体+碳化物+少量残余奥氏体。淬火温度较低时,碳化物和残余奥氏体含量较高,淬火后马氏体硬度较低,提高淬火温度,碳化物充分溶解,奥氏体中的碳含量增加,淬火后板条马氏体硬度升高。     

铸态超级双相不锈钢S32750热加工性能

 为研究热变形参数对铸态超级双相不锈钢S32750热变形行为和显微组织的影响,运用Gleeble-3800热模拟试验机对S32750进行不同温度和应变速率下的高温拉伸和压缩试验。结果表明,S32750在1000~1200℃范围内具有较好的热塑性。在变形温度较低、应变速率较低时,流变曲线表现出不同于单相不锈钢的“类屈服平台”特征;当应变速率较高或变形温度较高、应变速率较低时,流变曲线为典型的动态再结晶特征。微观组织演变显示,铁素体和奥氏体两相都发生动态再结晶,且铁素体的再结晶先于奥氏体。降低应变速率,提高变形温度,可促进动态再结晶发生。基于热变形动力学模型建立了本构方程,表观应力指数为3.99,热变形激活能为393.75kJ/mol。S32750的高温软化机制与Zener-Hollomon(Z)参数有关,随Z参数增加,热变形峰值应力增加。     

冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察

通过采用激光共聚焦扫描显微镜对AISI304奥氏体不锈钢的凝固过程进行了原位动态观察研究.发现当冷却速率为0.05℃·s-1时,奥氏体不锈钢以胞状晶方式凝固,其凝固模式为FA模式,即δ铁素体相先从液相中形核并长大,γ相在1 448.9℃时通过与液相发生包晶反应(L+δ→γ)在δ铁素体相界形成,当温度降到1 431.3℃时液相消失,δ铁素体相通过固态相变转变为γ相,富Cr贫Ni的残留铁素体位于胞状晶之间.当冷却速率为3.0℃·s-1时,奥氏体不锈钢以枝晶方式生长,冷却到1346.4℃时包晶反应在液相与δ铁素体相界之间进行,其残留铁素体位于枝晶干,与冷却速率为0.05℃·s-1时相比,其残留铁素体的数量增多,残留铁素体富Cr贫Ni的程度减轻.      

变形对汽车用铁素体不锈钢微观组织及抗氢性能的影响

铁素体不锈钢(FSS)具有良好的成形性能、低成本和耐腐蚀性能,被广泛应用于汽车制造等行业.本文通过对退火态、轧制20％、轧制40％的AISI430铁素体不锈钢进行4h的电化学充氢,研究了变形对汽车用AISI430铁素体不锈钢组织性能的影响和氢脆断裂机理.轧制态铁素体不锈钢具有较高的氢脆敏感性,氢对材料力学性能影响显著,...     

Analysis of the microstructure and mechanical properties of 309L austenitic stainless steel

309L is a kind of austenitic stainless steel.This paper discusses 309L,which was smelted and rolled in a lab.Its microstructural characteristics in states of as-cast,hot-rolling,cold-rolling and solid solution were investigated respectively by optical microscope (OM).It is found that 309L is composed of austenite and residual δ-ferrite under these conditions,and the δ-ferrite cannot be eliminated easily by heat-treatment.Its hot plasticity and deformation resistance were investigated in a series of heat simulation tests.Its mechanical properties under different cold reductions were studied.All these provide valuable experimental data for the industrial production.     

δ铁素体形成机制以及对马氏体耐热钢冲击功的影响

 通过Thermo-Calc热力学软件计算、定量金相分析、冲击试验和SEM试验分析,研究了化学成分和正火温度对材料中δ铁素体含量的影响,并分析了δ铁素体的形成机制,以及含量和位置分布对材料冲击韧性的影响。结果表明：化学成分和正火温度对δ铁素体含量影响显著,C+N含量增加能够显著降低材料中的δ铁素体含量;δ铁素体主要集中在原奥氏体晶界位置生成,显著降低材料的冲击功,并且在δ铁素体与马氏体基体界面位置会聚集大量富Nb碳化物,降低韧性的同时减少了MX相生成量。     

P92耐热钢δ-铁素体含量的热力学计算与试验分析

 采用试验方法研究了加热温度对P92钢中δ-铁素体含量的影响。试验结果表明,在900~1200℃温度范围内,随着加热温度的升高,δ-铁素体含量先减少后增多,呈U型变化,在1050℃附近δ-铁素体含量最少。采用Thermo-Calc热力学软件计算得到了P92钢的准平衡态相图,并对上述热过程进行了相计算,计算数据与试验结果吻合。随着钢中铁素体形成元素含量增多,P92钢的准平衡态相图的奥氏体区缩小,铁素体区扩大,但处于单相奥氏体区内最低碳含量对应的温度值均在1050℃附近。准平衡态相图能够较好地解释δ-铁素体含量随温度变化的规律。     

化学成分和热处理温度对T122耐热钢中δ-铁素体含量的影响

采用Thermocalc热力学计算研究了化学成分和温度对T122钢中δ-铁素体含量的影响,计算和相应试验结果表明,化学成分和热处理温度变化对δ-铁素体含量影响显著,铬含量降低,氮含量和碳含量增加,能明显降低δ-铁素体含量。在1 030~1 070℃的温区热处理,δ-铁素体含量最低;超过1 200℃热处理会产生γ-Fe→γ-Fe+δ-Fe转变,即在低于1 200℃处理不含δ-铁素体的钢中会生成δ-铁素体。     

δ-铁素体对00Cr13Ni4Mo弯曲性能的影响

研究了δ-铁素体形态和分布对00Cr13Ni4Mo弯曲性能的影响,指出铸造遗留或者热处理过程中产生成分偏析而形成的δ-铁素体会对试件造成不利影响进而导致断裂,同时提出了预防和消除不利影响的措施是严格入厂材料的检验,正火处理已经入厂的不合格品。     

Fe-5Mn-2Al-0.15C中锰钢连铸凝固偏析及粒子析出行为

为研究Fe-Mn-Al-C系中锰钢连铸凝固偏析及粒子析出特性,采用光学显微镜观察Fe-5Mn-2Al-0.15C中锰钢的显微组织,并通过Thermo-Calc热力学软件研究了其凝固模式、溶质元素偏析及粒子析出行为。结果表明,该中锰钢铸锭的显微组织主要为板条状马氏体,且含有少量铁素体;其凝固模式为L→L+δ→L+δ+γ→δ+γ→γ;Al元素的平衡分配系数大于1,发生负偏析,偏聚到δ-铁素体枝晶内部;而Mn、Nb、V、S等溶质元素发生正偏析,均偏聚到枝晶间。AlN主要在枝晶内析出,其析出温度为1 448 ℃;MnS、Nb和V的富集物主要在枝晶间析出,且MnS和Nb的富集物均在1 400 ℃以上开始析出,而V的富集物的析出温度为760 ℃。     

M50NiL轴承钢淬回火组织特征及拉压疲劳裂纹的萌生

摘要：通过拉压疲劳试验及微观组织观察研究了M50NiL轴承钢淬回火组织特征及对疲劳裂纹萌生的影响作用。结果表明,试验钢的组织主要为板条马氏体,少量δ-铁素体及M2C、MC碳化物;扫描电镜观察发现1070℃淬回火试样δ-铁素体及临近的聚集球状M2C碳化物,δ-铁素体位于晶界处,尺寸主要为4~8μm,钢中碳化物尺寸最大为2.66μm;1100℃淬回火试样δ-铁素体相界存在大量片状的M2C碳化物,尺寸在8μm以上的δ-铁素体数量增加,最大为17.51μm;1070℃淬回火试样的疲劳极限为713MPa,主要起裂源为Al2O3、Al2O3-CaO夹杂物,循环次数随夹杂物尺寸的增大而降低,且Al2O3-CaO夹杂更易引起试样的疲劳断裂;1100℃淬回火试样的疲劳极限为707MPa,主要起裂源为δ 铁素体组织缺陷,起裂源于8μm以上δ-铁素体的相界处,疲劳寿命受应力及δ-铁素体尺寸影响。     

Microstructure characteristics of 12Cr ferritic/martensitic steels with various yttrium additions

12Cr ferritic/martensitic steels with 0, 0.1 wt%, 0.2 wt% and 0.3 wt% theoretical yttrium (Y) additions were fabricated by vacuum inducting melting and casting method. Solubilities of Y in the 12Cr steels are 0.027, 0.078 and 0.17 for 12Cr-0.1Y, 12Cr-0.2Y and 12Cr-0.3Y, respectively. Phase transformations and microstructure characteristics under different heat-treatment schedules were investigated. The starting temperature of ferrite-to-austenite transformation A_c1 are maintained about 850 °C, but the finishing temperature of ferrite-to-austenite transformation A_c3 are about 950, 970, 980 and 1000 °C for 12Cr-0Y, 12Cr-0.1Y, 12Cr-0.2Y and 12Cr-0.3Y, respectively, which indicates that A_c3 increases gradually with the addition of Y. Martensite accompanied with a few δ-ferrite is the dominant structure in all the steels. The amount of δ-ferrite shows a strong dependence with the Y content and austenitizing temperature. Area fraction of δ-ferrite increases with the content of Y, which is the ferrite favouring element. The minimum amount of δ-ferrite are achieved at 950 °C for 12Cr-0Y, 12Cr-0.1Y, 12Cr-0.2Y and 1000 °C for 12Cr-0.3Y. Besides, more carbides precipitate along the martensite laths and grain boundaries in the Y-bearing steel due to the redistribution of carbon between austenite and ferrite resulting from the ferrite favouring element of Y.     

Migration of δ/γ, Interface in Low Carbon Steels during Continuous Cooling

The δ-ferrite to γ-austenite phase transformation process of low carbon steel was observed in-situ under a confocal scanning laser microscope and the influence of manganese and chromium on the migration of δ/γ interphase boundary during theδ to γphase transformation was studied. It was found that the δ/γ interphase boundary becomes unstable with the decrease of temperature, from planar to curved morphology during theδ to γ phase transformation of Fe-0.08C steel and Fe-0.08C-0.8Mn steel. But in Fe-0.08C-0.8Cr steel, the δ/γ interphase boundaries are stable with planar morphology during the whole δ-ferrite to γ-austenite transformation. The destabilization of δ/γ inter- phase boundary in Fe-0.08C and Fe-0.08C-0.8Mn steels results from high degree of supercooling and sub-boundaries in 7, respectively. The stabilization of δ/γ interphase boundary in Fe-0.08C-0.8Cr steel results from the slow diffu- sion rate of carbon atom induced by the addition of chromium.     

Fracture Toughness of CF8 Castings at Four Kelvin

The first fracture toughness measurements for CF8 stainless steel castings in liquid helium at 4 K are reported. Single-phase (austenite) and duplex (austenite + δ-ferrite) castings were tested. On the basis of estimates from J-integral data, the plane-strain fracture toughness (K_lc) of castings containing 3.2 to 14.5 pct δ-ferrite ranged from 84 to 179 MPa · m^l/2 at 4 K. In contrast, a fully austenitic casting (0 pct δ-ferrite) exhibited a K_lc, value of 331 MPa · m^l/2, which is nearly equivalent to the toughness of a wrought AISI 304 stainless steel of a similar strength. Light and scanning electron microscopy studies indicate that the inferior toughness of castings containing δ-ferrite may be attributed to the brittleness of this body-centered-cubic phase at cryogenic temperatures and its distribution in the microstructure. The relative stability of the austenitic phase with respect to martensitic phase transformation may also play a significant role.