【正文】 4 AerMetl00鋼的研究方法 5 5 6 7 應(yīng)用前景 8 9第二章 Y元素對Aermet100不銹鋼的組織的影響 10 10 10 10 10 11 11 XRD分析 14 17 TEM分析 18 18 19第三章 Y元素含量對Aermet100合金力學(xué)性能的影響 20 20 20 24 24結(jié)論 26致謝 27參考文獻(xiàn) 28第一章緒論超高強(qiáng)度鋼是指屈服強(qiáng)度不小于1380MPa的高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼。為了提高鋼的淬透性，添加的元素主要有Cr、Mn、Si、Ni、Mo等，這些元素可以過冷奧氏體的穩(wěn)定性。其特點是，馬氏體形成時不需要快冷，可變溫及等溫形成；具有體心立方結(jié)構(gòu)；硬度約為HRC20，塑性很好；再加熱時不出現(xiàn)像在低碳馬氏體中發(fā)生的回火現(xiàn)象，并有很大的逆轉(zhuǎn)變溫度遲滯，因而可以在較高溫度進(jìn)行馬氏體基體內(nèi)的時效硬化。典型鋼種主要有05Cr17Ni4Cu4Nb、07Cr17Ni7Al以及OCr15Ni25Ti2MoVB等。AerMet100鋼是AerMet系列目前最優(yōu)秀的代表之一。關(guān)于微量雜質(zhì)元素及其有害作用的研究一直在進(jìn)行中，并且在研究過程中取的了不少的成果[12]。這種合金已被美國《研究與發(fā)展》雜志命名為1991年的一百種最有效的發(fā)明之一[34]。在初期，國內(nèi)對超強(qiáng)鋼的研究主要是進(jìn)行對國外產(chǎn)品的仿制，五六十年代主要以仿制前蘇聯(lián)的鋼種為主，如30CrMnSiNi2A，70 年代開始以仿制美國的鋼種為主，如43300M、D6AC 等。并且AerMet100鋼在高溫下固溶處理后再經(jīng)過二次軋制，會是原始組織中未溶碳化物會全部的溶解，組織晶粒細(xì)化，對后續(xù)的處理提供了很大的便利[7]。相比而言，回火過程中形成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體較殘余奧氏體位錯密度低、應(yīng)力場小，因而更穩(wěn)定，而穩(wěn)定的在原奧氏體晶界或馬氏體板條間的逆轉(zhuǎn)變奧氏體對斷裂韌度的提高起到積極作用。表現(xiàn)在材料組織中，夾雜物的含量會略有增加，這可能是標(biāo)準(zhǔn)AMS6532B中對夾雜物要求放松的一個原因。因為錳與硫能形成熔點為1620℃的MnS,MnS在高溫時有一定的塑性，因此可以避免鋼的熱脆現(xiàn)象。在鉻含量較高的合金鋼中鉻有使碳化物分散孤立分布的趨勢。錳：錳元素與鎳元素有相似的作用，雖然它不是強(qiáng)奧氏體形成元素，錳能清除鋼中的FeO，改善鋼的品質(zhì)，降低鋼的脆性；錳與硫化合生成MnS，消除硫的有害作用，改善鋼的熱加工性能。它們與鋼液反應(yīng)能形成微細(xì)質(zhì)點，而成為凝固過程中的非自發(fā)形核核心，降低了形核功，增大了形核率。稀土元素的微合金強(qiáng)化作用日益突出稀土的微合金化包括微量稀土元素的固溶強(qiáng)化，稀土元素與其他溶質(zhì)元素或化合物的交作用、稀土原子的存在狀態(tài)(原子、夾雜物或化合物)大小、形狀和分布，特別是在晶界的偏聚，以及稀土對鋼表面和基體組織結(jié)構(gòu)的影響等。第二章 Y元素對Aermet100不銹鋼的組織的影響實驗過程：樣品制備→固溶處理→擠壓→固溶處理→深冷處理→時效處理→打磨→打硬度→打磨、拋光→XRD分析→腐蝕→SEM分析→超景深拍照分析→性能測試→觀察分析。合金進(jìn)行熱處理的主要目的是改善合金的機(jī)械以及力學(xué)性能，得到良好的綜合性能。用SSX816箱式電阻爐進(jìn)行時效處理，實驗方案如下：表21 熱處理工藝Table21 heat treatment process實驗材料時效溫度/℃保溫時間/h冷卻方式第一批4675空冷第二批4825空冷第三批5005空冷℃/T保溫時間（5h） 空冷Time/h圖21熱處理流程Figure 21 The heat treatment process首先用5001500號砂紙在水磨機(jī)上進(jìn)行粗磨、細(xì)磨后在P2型金相試樣拋光機(jī)上進(jìn)行粗拋和精拋，直至試樣表面在顯微鏡下觀察沒有明顯的劃痕為止。（b）%。圖24 Aermet100原始組織的XRD圖譜Figure24 XRD pattern of original organization of Aermet100圖25 %的Aermet100合金XRD圖譜Figure25 XRD pattern of Aermet100 with % Y圖26 %的Aermet100合金XRD圖譜Figure 26 XRD pattern of Aermet100 with % Y圖27 %的Aermet100合金XRD圖譜Figure27 XRD pattern of Aermet100 with % Y通過分析可知在最高峰為馬氏體，其衍射角2θ為82176。可以得知，AerMet100合金中包含的物相有馬氏體和奧氏體。 TEM分析ba c圖29透射電子顯微鏡下Aermet100合金組織的微觀圖像Figure 29 The microstructure of Aermet100 at the TEM上圖（a）%Y元素的Aermet100合金微觀組織圖像，圖（b）%元素的Aermet100合金微觀組織圖像，圖（c）為不添加Y元素的Aermet100合金微觀組織圖像。第三章 Y元素含量對Aermet100合金力學(xué)性能的影響材料的力學(xué)性能主要有合金的微觀組織決定，而微觀組織除了元素的影響外在很大程度上有熱處理工藝來決定。增幅近10%。（2） 在某一范圍能增加Y元素含量會促進(jìn)合金析出M2C型碳化物，并且其尺寸小分部均勻，使得基體得到彌散強(qiáng)化作用，然而當(dāng)Y元素含量增加到一個臨界值后隨著Y元素含量的繼續(xù)增加，析出的碳化物類型會逐漸由M2C型向MC型轉(zhuǎn)化，此時析出物尺寸增大，并且分部不均勻，導(dǎo)致了材料的硬度及強(qiáng)度下降，是的綜合力學(xué)性能下降[39]。綜合Y元素對Aermet100合金力學(xué)性能的影響可以看出，適當(dāng)?shù)奶砑覻元素，將會對合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，進(jìn)而使得合金獲得良好的綜合力學(xué)性能，故要與實際的工作條件相結(jié)合，合理的選用恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥磉M(jìn)行對產(chǎn)品進(jìn)行優(yōu)化。致謝本次畢業(yè)設(shè)計是在周鵬杰老師的悉心指導(dǎo)下完成的。ericher, L. Aranda. Experimental and thermodynamic study of tantalumcontaining ironbase alloys reinforced by carbides: Part II —Case of (Fe, Ni, Cr)base austenitic steels, Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry 31 (2007) 361–369.[33] DAOMING LI, RICHARD P. GANGLOFF, and JOHN R. SCULLY. Hydrogen Trap States in UltrahighStrength AERMET 100 Steel, 864—VOLUME 35A, MARCH 2004 METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A.[34] WANG Mingjia, CHEN Le, WANG Zixi, BAO Er. Influence of rare earth elements on solidification behavior of a high speed steel for roll using differential scanning calorimetry, JOURNAL OF RARE EARTHS, Vol. 29, No. 11, Nov. 2011, P. 1089. [35] Warren M. Garrison Jr. ,James L. Maloney. Lanthanum additions and the toughness of ultrahigh strength steels and the determination [36] Michael D. Mulholland and David N. Seidman, Multiple dispersed phases in a highstrength lowcarbon steel: An atomprobe tomographic and synchrotron Xray diffraction study, ScriptaMaterialia 60 (2009) 992–995.of appropriate lanthanum additions, Materials Science and Engineering A 403 (2005) 299–310. [37] . Moon, . Lee , H. Kwon. Influences of Co addition and austenitizing temperature on secondary hardening and impact fracture behavior in P/M high speed steels of W–Mo–Cr–V(–Co) system, Materials Science and Engineering A 474 (2008) 328–334. [38] . Cho . Choi, . Kang, . Kim, . Lee, . Yang, H. Kwon, Influence of rolling temperature on the microstructure and mechanicalproperties of secondary hardening high Co–Ni steel bearing wt% C,Materials Science and Engineering A 527 (2010) 7286–7293. [39] . Nunes, . de Almeida , J. Dille, . Delplancke, I. Le May. Microstructural changes caused by yttrium addition to NbTimodified centrifugally cast HPtype stainless steels, Materials Characterization 58 (2007) 132–142.[40]姚引良，邵譚華，,，