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冶金工业
高氮35CrMoV钢的制备和研究
近年来对高氮钢的研究如火如荼。高氮钢的种类也已经不仅仅限于奥氏体不锈钢、高速钢,有向一般钢种扩展的趋势。与此同时高氮钢的制备手段越来越多,技术也越来越成熟。尽管如此,由于受冶炼工艺和投资的限制,高氮钢还没有得到广泛应用,高氮钢的潜力至今还不可能完全认识。为探索我国高氮钢走向大规模生产的可能性,本论文通过粉末包套和粉末爆炸成型-烧结-锻压技术进行了高氮35CrMoV钢的制备。对铁及铁合金中氮溶解反应进行了阐述和分析,说明了制备高氮钢过程中出现的问题。对所制高氮钢的组织和性能进行了分析。最后还运用统计热力学方法对αFe-N体系进行了分析。 本论文中采用粉末包套锻压-热处理的技术路线研制出了性能优于相应低氮钢的高氮钢材料。所研制的35CrMoV钢含氮量为0.1 wt%,在高氮钢定义的范围内。其密度可达7.8g/cm~3。采用粉末爆炸成型-烧结法制备的35CrMoV钢最终含氮量为0.15 wt%。由于仅作了初步探索,烧结试样的密度仅为6.9 g/cm~3。试样横截面中心存在裂纹,所以没有进行锻压,但其边缘的绝大多部分区域里的显微组织很致密,因此采用爆炸成型方法制备高氮钢的方法是可望成功的。 经退火热处理后,高氮35CrMoV钢试样的拉伸延伸率达到13%以上。经淬火回火热处理后,在室温拉伸过程中发生韧性断裂的高氮35CrMoV钢,其拉伸强度可超出低氮35CrMoV钢的标准力学性能达30%,而且拉伸延伸率没有下降,抗回火 2001年上海大学博士学位论文 软化稳定性温度也提高了。在高温拉伸试验中,与低氮 35CrMoV钢的高温力学性能标准相比,高氮钢在600℃时的性 能与低氮钢在500℃时的性能相当。随着温度的升高,材料的 强度下降,而延伸率则增加。 氮使钢强韧性提高的原因表现在:钢中强氮化物形成元素 Cr、V与氮形成弥散分布的高熔点且难溶的细小碳氮化物,阻 碍了加热过程中奥氏体晶粒的长大,也使得奥氏体的分解产物 很细。同时在变形过程中这些细小碳氮化物又起钉扎位错的作 用。由锻造态、退火态、淬火态和淬火一回火态的组织分析可 知,高氮钢的组织明显比低氮钢细得多。氮的加人提高了奥氏 体的稳定性。高氮钢淬火组织中除了大量细板条马氏体外,还 有少量贝氏体、M一A组织及孪晶马氏体出现。与低氮钢显微 组织相比较,高氮钢650一670℃回火后析出的碳化物细小,且 碳化物的析出没有方向性。同时还存在更细小的沉淀粒子。 用爆炸成型一烧结工艺制备的高氮35CrMov钢试样组织 特点是:珠光体中平行分布的片状渗碳体都很细;除了渗碳体 外,还有(c r,Mo)试C,N殆沉淀相粒子存在,它们有的呈圆形, 有的呈针状,有的有序分布并与位错线相交;试样中仍保留了 较高的位错密度。 不论铁处于何种状态(铁素体、奥氏体还是液态),氮在 其中的溶解性能都遵循Sieverts定律。氮在铁合金中的溶解度 受合金元素的种类和含量、温度。压力及各种综合因素的影响。 钢粉末用氨气渗氮的效率和经济性远优于用氮气渗氮,本 文从理论上说明了这一点并且通过热力学分析指出,所制备的 高氮35CrMoV钢中氮主要以Cr(C,N),V(C,N)两种碳氮化物 形式存在。 高氮35CrMoV钢的制备和研究 借助统计热力学方法和正规溶液模型法估计了在aFe一N体 系中氮原子与其周围最近邻氮原子之间的相互作用。两种方法 估计的N一N相互作用都为排斥力,且随温度变化而变化。本 文估计了不同温度下EN_Fe、EFe-*等参数。氮的加人改变了铁 晶体的晶格参数,使铁原子与铁原子之间的键能发生了改变。 氮在a-Fe晶体的晶格中的分布接近于随机。 Monte Carlo模拟计算结果表明在很大的氮逸度范围内, a一Fe晶体中固溶氮浓度都遵循Sieverts定律。该逸度范围比面 心立方结构的Fe一N体系中大得多;由模拟计算结果还可知, 在固体渗氮过程中,若要使合金含有同样浓度的固溶氮,渗氮 温度较低时应保持较高的氮分压。
博士论文
《上海大学》 2001年博士论文

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