面對前所未有的環(huán)境挑戰(zhàn),為了減少普通低強鋼的使用數(shù)量,開發(fā)先進的超高強鋼至關(guān)重要。析出強化是一種能有效提高鋼及Fe基合金強度的強化方式。多類型納米析出相的復(fù)合析出可使材料得到不同性能的優(yōu)良組合,因此研究復(fù)合析出強化對發(fā)展高強度鋼有重要意義。由于含有Cu、Ni、Al、Mn元素的低碳鋼在時效過程中能夠析出富Cu相和NiAl相,從而以相對較低的成本獲得高強度、優(yōu)良的韌性和可焊性,使得富Cu相和NiAl相的復(fù)合析出行為受到人們的關(guān)注。本文采用維氏顯微硬度、拉伸試驗、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)和原子探針層析技術(shù)(APT)等手段,分析了時效過程中Fe-NiAl、Fe-CuNiAl、Fe-CuNiAlMn和Fe-CulowNiAlMn四種鋼中強化相的演化規(guī)律和析出強化作用,闡述了鋼中各元素的協(xié)同作用、析出相的析出行為以及析出強化效果之間的關(guān)系。主要研究結(jié)果和結(jié)論如下:(1)Cu元素對鋼中NiAl相析出的影響:500 ℃等溫時效過程中,Fe-CuNiAl鋼比Fe-NiAl鋼更早達到硬度峰值,硬度峰值持續(xù)時間較長,且其時效峰值較淬火態(tài)的硬度增量高于Fe-NiAl鋼。說明Cu元素的添加加速了 NiAl相的析出強化進程,富Cu相和NiAl相的復(fù)合析出,提高了鋼的析出強化效果。APT分析表明,時效初期,Cu元素的添加加速了 NiAl相的形核,從而大大推進了 NiAl相的形核、長大、粗化進程。時效過程中,Fe-CuNiAl鋼中NiAl相的長大速率低于Fe-NiAl鋼是由于Cu元素的擴散速率比Ni和Al低。短時時效(0.1 h)后,Fe-CuNiAl鋼中先析出富Cu相,隨著時效時間的延長,NiAl相逐漸析出,當(dāng)時效時間增至4 h,富Cu相和NiAl相形成核殼結(jié)構(gòu)(富Cu相在核心,NiAl相包裹在外側(cè)),時效128 h后,由于富Cu相從bcc結(jié)構(gòu)向fcc結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變,而NiAl相會一直保持B2結(jié)構(gòu),兩相會發(fā)生分離。(2)Mn對鋼中富Cu相和NiAl相復(fù)合析出的影響:500 ℃等溫時效過程中,Fe-CuNiAlMn鋼中達到硬度峰值的時間及在硬度峰值保持的時間均小于Fe-CuNiAl鋼,表明Mn元素的添加加快了析出強化進程。加入Mn元素后提高了時效早期(0.5 h)析出相的形核率,從而增強了時效早期的析出強化效果。但是,Mn元素的添加對時效峰值較淬火態(tài)的硬度增量影響不大,說明Mn元素未能明顯增強析出強化效果。由于Mn元素在基體中的擴散系數(shù)遠高于Ni和Cu,且其能取代NiAl相中Al的位置,造成晶格畸變,在NiAl相中形成缺陷,加速元素的擴散,從而促進了析出相的長大和粗化,加快了析出相的長大和粗化進程,進一步加速了富Cu相和NiAl相的分離。(3)Cu含量對鋼中富Cu相和NiAl相復(fù)合析出的影響:500 ℃等溫時效過程中,Fe-CuNiAlMn鋼硬度到達峰值的時間短于Fe-CulowNiAlMn鋼,且其時效峰值較淬火態(tài)的硬度增量比Fe-CulowNiAlMn鋼高,說明Cu含量的增加加快了析出強化進程,增強了析出強化的效果。APT分析表明,時效早期(0.1 h),提高鋼中Cu含量可以促進Fe-CulowNiAlMn鋼中Cu,Ni,Al和Mn元素在基體中的偏聚。等溫時效后兩種鋼中均含有高密度的富Cu相和NiAl相的復(fù)合析出相,但不同的是Fe-CulowNiAlMn鋼中還有單獨析出的NiAl相,而Fe-CuNiAlMn鋼中有單獨析出的富Cu相,隨著時效時間的延長,兩種鋼中都只存在復(fù)合析出相。兩種鋼中富Cu相和NiAl相的析出次序不同。Fe-CulowNiAlMn鋼的析出次序為過飽和固溶體→NiAl→NiAl + Cu,Fe-CuNiAlMn鋼的析出次序為過飽和固溶體→ Cu → Cu + NiAl。(4)時效溫度對鋼中富Cu相和NiAl相復(fù)合析出的影響:Fe-CuNiAlMn鋼在不同溫度時效4h的結(jié)果顯示,350 ℃時,硬度較淬火態(tài)變化不大,隨著溫度的提高,硬度逐漸提高,在500 ℃達到峰值,隨后下降。這是因為時效溫度為350 ℃時,Cu、Ni、Al和Mn元素均未出現(xiàn)偏聚;隨著溫度的提高,Cu、Ni、Al和Mn元素開始偏聚并形成富Cu相和NiAl相,其尺寸逐漸增大,數(shù)量密度逐漸降低,且由核殼結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)橄噜彿植?當(dāng)時效溫度增至650 ℃時,鋼中只存在單一的富Cu相的析出。
【學(xué)位單位】：上海大學(xué)
【學(xué)位級別】：博士
【學(xué)位年份】：2018
【中圖分類】：TG161;TG142.1
【部分圖文】：

二相析出強化??二相強化是指材料通過基體中分布有細(xì)小彌散的第二相顆粒而產(chǎn)生強。根據(jù)第二相物理特性，分布特征以及與滑移位錯的交互作用，可以有的強化機釗：位錯繞過第二相顆粒并留下環(huán)繞顆粒的位錯環(huán)的Ｏｒｏｗａｎ錯切過第二相的切過機制｜３］。??第二相與基體之間保持共格或者半共格的關(guān)系時，錯配度很小，滑移位機制通過可變形顆粒（圖１．１），其強化效果主要是共格應(yīng)變強化、有序?qū)渝e強化、模量強化和化學(xué)強化的作用之和。對于鋼鐵材料中的第二相心立方的鐵素體中不容易產(chǎn)生層錯，層錯強化作用可以不考慮；第二相化和模量強化的作用相對較小，也可忽略不計，因此切過機制一般只考的共格應(yīng)變強化和化學(xué)強化的作用。切過機制下強度增量ＹＳ與第二相的??數(shù)／和顆粒尺寸ｄ之間存在下述關(guān)系：ＹＳ＾／１／２ｄ１／２。??

??在５５０?°Ｃ等溫時效，得到硬度隨時效時間變化的曲線（圖１．４）。從圖中可以看??出，時效１０２?ｓ后硬度開始升高，保溫至７２００?ｓ出現(xiàn)時效硬度峰值１８７?ＨＶ，比??未時效態(tài)升高了?７５?ＨＶ。圖１．５為該鋼在５５０?°Ｃ時效７２００?ｓ達到硬度峰值時的透??射電子顯微鏡（ＴＥＭ）圖像。從圖１．５?（ａ）中可以看出，基體上分布著大量的納??米級顆粒，其分布密度很大，經(jīng)衍射花樣標(biāo)定確定這些顆粒是富銅的偏聚區(qū)。正??是由于這些富銅相的析出強化作用，使得鋼在時效過程中硬度上升。??２００?－??４－??１８０?－?Ｊ?＇＼??＞?Ａ?＼??＝１６０?－?Ｊ?＼??Ｓ?Ｊ?ｉ??｜１４°－?Ｊ?ｔ?４??￣?１２０?－?４?Ａ?廣－簽??！?〇?〇??ｊ?＜?：?＜?１１１１１?，?Ｉ?■?１１１１?＞?１?ｊ?，?ｉ?Ｉ?ｉ?１１１１???ｌ〇２?ｉ〇３?１０４?ｌ〇５??Ａｇｉｎｇ?ｔｉｍｅ／ｓ??圖１．４含Ｃｉｉ高純低碳鋼在５５０?°Ｃ等溫時效過程中硬度的變化?????ＢＨ－．?＾?■??Ｋｉｎ?？?°．??圖１．５含Ｃｕ鋼５５０?°Ｃ時效７２００?ｓ后的ＴＥＭ圖（ａ）；電子衍射花樣（ｂ）；衍射花樣標(biāo)定（ｃ）??除了時效熱處理，中子輻照條件下，含Ｃｕ鋼也會析出富Ｃｕ相。Ｍｉｌｌｅｒ等［１７］??研宄發(fā)現(xiàn)Ｍｉｄｌａｎｄ反應(yīng)堆焊件在注量為３．４ｘｌ〇２３?ｎｍ＿２的中子輻照后

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【參考文獻】

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本文編號：2853608