含磷Cr-Mn-Si和Ni-Cr钢回火脆性的研究——磷在晶界偏聚及添加La的作用

用Auger电子能谱(AES)研究了含磷450ppm的35CrMnSi和35CrNi3钢回火脆性与杂质元素磷及合金元素Ni,Cr,Mn晶界偏聚的关系。含磷钢的回火脆性主要是由磷在原奥氏体晶界偏聚所致。经1200℃油淬、625℃回火1h水冷的所谓“韧态”,磷已在晶界大量偏聚,钢已明显脆化;经阶梯冷却脆化处理后,晶界磷浓度成倍增加。在阶梯冷却脆化期间,Ni-Cr钢中磷的晶界偏聚速率比Cr-Mn-Si钢大。试验钢的FATT与晶界含磷量成正比;Ni-Cr钢中晶界Ni与磷呈线性关系。试验钢中加入La能够减少相同状态下的晶界磷浓度,从而改善钢的回火脆性。     

基于平衡晶界偏聚理论的步冷试验脆化机理研究

应用平衡晶界偏聚理论和等效时间概念,计算2.25CrlMo钢步冷试验各等温阶段和冷却阶段在某一温度(524℃)下的等效时间,由此获得该温度和等效时间下材料杂质元素P的晶界偏聚量.步冷试验以及步冷试验 524℃×27h条件下杂质元素P的晶界偏聚量计算和试验结果表明:应用平衡晶界偏聚理论解释和预测步冷试验条件下材料回火脆化性是可行的;采用较高温进行等温脆化可以达到加速脆化的目的,但不能达到加深脆化的目标;步冷试验是一种有效并且较为优化的加速材料回火脆化的试验方法.     

Ni-Cr钢中P的非平衡晶界偏聚现象

采用Auger电子能谱仪分析了经过1000℃淬火后600℃时效过程的Ni-Cr钢中元素磷的晶界偏聚浓度,得到晶界P的偏聚浓度随时效时间变化的动力学曲线。结果表明,Ni-Cr钢在600℃时效60 min时,P的晶界偏聚浓度出现极大峰值,与平衡晶界偏聚模型不符。利用溶质的非平衡晶界偏聚模型进行分析,证实这是由于钢中P的非平衡偏聚临界时间现象引起的。     

新型铸态热作模具钢5Cr9MoNi2SiV的回火脆性

采用扫描电镜、金相显微镜和XRD等手段研究了5Cr9Mo Ni2Si V热作模具钢在热处理后的组织演化过程,通过俄歇电子能谱实验,分析了不同回火温度下冲击断口晶界元素的变化。结果表明:铸态钢5Cr9Mo Ni2Si V存在严重的组织偏析,主要是Cr、Mo、Mn和V等合金元素沿原奥氏体枝晶间偏聚,常规热处理工艺虽有所改善,但是无法将其消除,导致回火后组织晶界偏析依然存在,严重弱化了晶界;材料在530℃发生的回火脆性是不可逆的,属于第一类回火脆性;材料产生第一类回火脆性的机理主要是杂质元素P偏聚于晶界,降低了晶界结合力;影响P向晶界偏聚的元素主要有Cr和Mo。     

1Cr4Ni2P钢亚温淬火结构和性能研究

用红土镍矿为原料冶炼的1Cr4Ni2P钢具有较高的磷含量,作为结构钢在调质处理后不可避免地出现严重的回火脆性,要除去磷则会损失原矿中的铬,同时也会增加冶炼成本。研究表明,1Cr4Ni2P钢经过820℃不完全淬火+250℃回火后,避免了磷元素沿原奥氏体晶界的偏聚,得到板条状回火马氏体和弥散分布着细小碳化物颗粒的铁素体的混合组织,可以保证1Cr4Ni2P钢既有很高的强度又有非常高的韧性。     

20Mn2钢圆环链脆性断裂原因分析

针对20Mn2结构钢圆环链拉伸试验时出现脆性断口的现象,经断口宏微观观察、金相分析后,认为圆环链的断裂性质为沿晶脆性断裂。分析认为,出现沿晶脆断是由于回火温度过高,且圆环链加工现场受场地限制,热处理后的成品链堆放在一起,造成内部圆环链冷却速率较慢,致使Si、Mn、P等元素在奥氏体晶界偏聚富集,形成高温回火脆性。利用合金结构钢高温回火脆性的可逆性,该批圆环链经670℃保温1h重新回火后,用油快速冷却,消除了高温回火脆性,经检验完全合格。     

回火脆性的杂质—空位复合体非平衡偏聚机制

提出了钢回火脆性的杂质－空位复合体机制。研究了４０Ｃｒ钢５３８℃长时间回火脆化动力学，发现５０％ＦＡＴＴ（脆韧转变温度）随回火时间变化的规律与所提出的机制吻合较好。用扫描电镜观察冲击断口形貌，表明沿晶断口的比例呈规律性变化。用俄歇电子谱仪测定了晶界磷浓度的变化。     

碳含量对含钼钢中磷、钼和碳晶界偏聚的影响

采用俄歇剥层分析测定了经 116 0℃淬火和 40 0～ 6 5 0℃回火的Fe 4Mo 0 1P C钢中磷、钼和碳的晶界偏聚。研究了碳含量对含钼钢中磷、钼和碳晶界偏聚的影响 ,以及碳和磷、碳和钼、磷和钼的交互作用。研究结果表明 ,在含钼钢中提高碳含量可降低在回火脆温度范围内磷的晶界偏聚 ,增加钼的晶界偏聚。碳的晶界偏聚随钢中碳含量的增加而增加。钼和碳、钼和磷具有晶界共偏聚行为 ,而碳和磷却产生相互排斥和 或占位竞争作用     

微量溶质元素在金属晶界的偏聚

溶质元素在金属晶界的偏聚可以分为两类，即平衡偏聚和非平衡偏聚。本文回顾了这两类偏聚现象及其机理，着重讨论分析了有重要工程用途的三类典型的晶界偏聚：硼在奥氏体晶界的两类偏聚的实验规律及对硼钢淬透性影响；磷在奥氏体晶界的平衡偏聚及对钢回火脆性的作用，钢中的其他合金元素对磷的偏聚的影响；硼在多种金属间化合物的偏聚及对这些金属间化合物塑性的影响及其机理。     

回火脆性的杂质。空位复合体非平衡偏聚机制

提出了钢回火脆性的杂质－空位复合体机制。研究了４０Ｃｒ钢５３８℃长时间回火脆化动力学，发现５０％ＦＡＴＴ（脆韧转变温度）随回火时间变化的规律与所提出的机制吻合较好。用扫描电镜观察冲击断口形貌，表明沿晶断口的比例呈规律性变化。用俄歇电子谱仪测定了晶界磷浓度的变化。     

磷元素的非平衡晶界偏聚对A690M海洋环境用钢耐海水腐蚀性能的影响

采用俄歇能谱分析了A690M海洋环境用钢在600℃回火过程中磷元素的晶界偏聚行为,结合极化曲线和腐蚀锈层的微观分析探讨了P元素晶界偏聚对A690M钢耐海水腐蚀性能的影响。研究表明:A690M钢中P元素的晶界偏聚符合空位-溶质原子复合扩散导致的非平衡偏聚机制;P的晶界偏聚含量越高,锈层内部越易形成层状磷疤坑,使板坯耐海水腐蚀性能降低。     

2.25Cr-1Mo-0.25V钢焊缝冲击性能和显微组织分析

进行了2.25Cr-1Mo-0.25V钢的焊条电弧焊试验,测定其焊缝的成分和冲击吸收功,进行了金相及启裂源观察,对冲击吸收功较低的样品进行脱脆处理.结果表明,冲击吸收功较低的焊缝的Mn,Si,Mo及其杂质元素含量相对较高,Mn,Si,Mo等元素促进杂质元素在晶界上的偏聚,致使晶界性能变坏,断口以沿晶断裂为主,冲击吸收功降低,脱脆处理后,冲击韧性恢复说明焊缝存在高温回火脆性,导致高温回火脆性是由于杂质元素在晶界上的偏聚,因此研制焊条时要严格控制Mn,Si,Mo和杂质元素的含量.     

晶界显微组织特征对无间隙原子钢韧脆转变温度的影响

通过改变退火时间改变了无间隙原子钢(IF钢)的晶界显微组织特征,借助电子背散射衍射仪(EBSD)和俄歇电子能谱仪(AES)分析了含磷无间隙原子钢的晶界特征与晶界处P的偏聚量,对比了冲击试验获得的韧脆转变温度(DBTT)。结果表明:IF钢DBTT的主要影响因素是P的晶界偏聚、晶界特征分布。增加IF钢中小角度晶界和重位点阵(CSL)晶界的比例,控制大角度晶界的比例能有效降低P在晶界的偏聚并改善钢的脆性。     

淬火冷速对H13模具钢组织及力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)研究了不同淬火冷却速度对H13热作模具钢显微组织及力学性能的影响。结果表明:当淬火冷却速度从12.6℃/min提高到40.7℃/min,经590℃回火6 h后,试验钢中的马氏体板条束宽度从340 nm减小至150 nm。此外,条带状及球状碳化物沿晶界的析出量显著减少;试验钢的室温冲击性能和硬度值均有一定的提高。试验钢以40.7℃/min淬火冷却+590℃回火6 h后在厚度方向的最低冲击吸收能量达到14.6 J;而试验钢以12.6℃/min淬火冷却+590℃回火后,晶界处合金元素偏聚严重,其中Cr、Mo和V元素含量分别高出基体约16%、23%和210%。     

硫、磷晶界偏聚对40CrNi2Mo钢冲击性能的影响

通过不同冶炼方法得到了硫、磷含量有明显差异的40CrNi2Mo钢,研究了硫、磷在钢中的存在和偏聚行为,及其对冲击性能的影响.试验结果显示,硫、磷在晶界发生偏聚,随着钢中硫、磷含量的增加,硫、磷的晶界偏聚量升高.夹杂物对高温回火试验钢冲击吸收能量影响较大,而硫、磷的晶界偏聚是影响低温回火试验钢冲击性能的重要因素.     

13Cr-4Ni铸钢的回火脆化

<正> 本文研究了13Cr-4Ni 铸钢回火脆性造成韧性降低的机理。结论为:1) 从回火温度开始冷却后,在450～550℃的温度区域内进行等温处理时,抗冲击性能劣化;2) 回火温度和等温处理对脆化都有影响;3) 脆化与奥氏体和在回火中产生的逆变奥氏体的晶界中的碳化物析出有关。     

中温压力容器钢12Cr2Mo1R的回火脆性

对中温压力容器钢12Cr2Mo1R进行最小模拟焊后热处理,并应用阶梯冷却实验对其焊后回火脆性进行了评定和分析。结果表明,在-78~20℃内,试样冲击断口形貌均为韧窝特征,冲击功值高于54 J,中温压力容器钢12Cr2Mo1R焊后具有优良的抗回火脆性,这是因为其含P极低,同时含有较高的Mo在一定程度上阻碍了P在晶界的偏聚。     

回火工艺对1Cr12Ni3MoVN钢组织和性能的影响

通过显微组织分析、室温拉伸试验、冲击试验、硬度试验,研究不同回火制度下1Cr12Ni3MoVN钢的显微组织与力学性能。结果表明,随着回火温度的增加,1Cr12Ni3MoVN钢析出相数量不断增加,对材料的强度、冲击性能具有增强效果;碳化物聚集长大,基体组织逐渐由马氏体向回火索氏体转变,杂质元素在晶界处偏聚而降低了材料的断裂抗性,冲击韧性降低,回火温度应取较低温度;随565 ℃回火时间的延长,1Cr12Ni3MoVN钢抗拉强度、屈服强度、硬度下降,塑性变化不大,冲击吸收能量略有增加,回火保温时间不宜过长;随回火冷却速度的降低,1Cr12Ni3MoVN钢强度先升后降,塑性变化不大,冲击吸收能量显著下降,硬度变化不大,建议以空冷方式进行回火冷却。最佳的回火热处理工艺为565 ℃保温2 h,空冷。     

30CrMnSiA钢高温回火脆性的研究

对30CrMnSiA钢高温回火脆性进行了研究。结果表明：30CrMnSiA钢经650℃回火保温后缓冷或500℃等温时,冲击韧性值降低。下降的程度随等温时间的延长而加剧;下降的速度随时间的延长而减慢。经不同时间等温脆化后再经650℃保温1h水冷的脱脆处理,冲击韧性全部恢复,与预先的脆化程度无关。在公认的高温回火脆性温度范围以下380℃保温,同样产生脆化。无论是脆化处理还是初化处理和脱脆处理的冲击试样,当断口上出现沿晶断裂区时,其沿晶面上均存在有大量的质点和小孔洞。作者认为,高温回火脆性主要因置换型团溶杂质原子（P、Sb、Sn、As等）与间隙型团溶原子（C、N）一起在位错线上形成柯氏气团所致。而奥氏体化时沿晶界析出的第二相质点,虽然弱化了晶界,但不是产生脆化的主要原因。     

30CrMnSiA钢锻件性能不合格原因分析

30CrMnSiA钢锻件力学性能检验不合格。本文对不合格试样和合格试样进行了对比观察、断口分析、能谱扫描、显微硬度和金相分析。结果表明:不合格拉伸试样为脆性断裂,断面存在条带状分布的沿晶断裂区域;沿晶断裂区域Cr、Mn、Si元素的偏聚加剧了P、Sn、Sb、As等杂质元素的偏聚程度,导致晶界脆化,发生了高温回火脆性。