文献标识码: 分类号 TG142.1 文章编号 1005-3093(2016)08-0621-06
收稿日期: 2015-10-12
网络出版日期: 2016-09-28
版权声明: 2016 《材料研究学报》编辑部 《材料研究学报》编辑部
展开
摘要
采用Gleeble试验机研究了厚规格 (22mm) X80管线钢的动态相变行为, 得到了动态CCT曲线, 对不同冷却工艺钢的显微组织、力学性能以及析出行为进行了系统的对比分析。结果表明, 在40℃/s的高冷速条件下试验用钢的组织为细小的板条贝氏体(LB), 相变终止温度达到约400℃; 在超快冷工艺条件下钢卷的强度有所提高, 韧性没有明显的变化; 其显微组织中准多边形铁素体(QF)的比例下降, 板条贝氏体(LB)的比例上升, M/A岛的比例有所降低; 轧后快冷可抑制奥氏体中的析出, 提高Nb在铁素体中的析出比例, 使析出粒子尺寸更加细小, 提高析出强化效果。
关键词：
Abstract
Dynamic phase transformation behavior and CCT curves of 22 mm thick X80 pipeline steel were investigated using Gleeble simulator. Comparative analysis of microstructure, mechanical properties and precipitation behavior was carried out for the steel cooled by different ways. Results reveal that even under cooling rate of 40℃/s, the microstructure still consists of mainly the refined lath bainite (LB), while the end phase of transformation temperature reaches about 400℃. The strength of coil increases without obvious change in toughness due to ultra fast cooling. The proportion of Quasi-polygnoal ferrite (QF) reduces as well as M/A island, while that of lath bainite (LB) rises instead. Precipitation of Nb(C, N) has been inhibited by ultra fast cooling after rolling, which increases the proportion of precipitate in α-Fe with more refined particle size and promotes the precipitation strengthening effect.
Keywords：
作为制造石油、天然气的一种经济、安全、不间断的长距离输送工具用的材料, 管线钢取得了巨大发展。为了减少管道建设用地和用钢量, 需要提高单管输量, 使用大口径、厚壁、高级别X80管线钢成为解决问题的最佳方案。但是, 受热连轧产线设备的限制, 超厚规格管线钢的压缩比特别是精轧阶段压缩比很低, 难以满足强韧性要求。适当提高细化晶粒的合金元素如Mo, Nb的含量可提高管线钢的强韧性, 但是其成本提高, 因此在低成本条件下保证钢卷的强韧性是一个难题[1-2]。采用超快冷(简称“UFC”)技术可弥补传统层流冷却在厚规格X80管线钢冷却能力不足的难题, 在一定程度上改善组织的均匀性、提高钢板的综合性能。目前, UFC技术越来越多的应用以实现合金减量化和降低成本[3]。
以往研究超快冷对X70/X80管线钢组织性能的影响, 大多停留在实验室阶段[4-6]。而针对厚规格(22 mm)X80管线钢板卷, 热连轧工业生产在轧制变形、冷却条件等方面的结果与实验室之间均有较大的差别。因此, 分析工业超快冷工艺生产的22 mm X80管线钢的力学性能和显微组织、析出行为并与常规层流冷却的结果进行对比, 对超快冷工艺的进一步优化有一定的意义。
试验用X80管线钢的化学成分如表1所示。由表1可以看出, 为了降低合金成本、提高产品市场竞争力, 仅加入了少量的Mo与Nb以提高晶粒细化效果。随着板厚的增大韧性逐渐恶化, 因此加入了少量的Cu、Ni以提高板卷的低温韧性。同时, 比较低的Ceq与Pcm保证了良好的环焊性能。
表1 试验用X80管线钢的成分(质量分数, %)
Table 1 Chemical composition of X80 pipeline steel (mas fraction, %)
| C | Mn | Nb | Mo | Others | Ceq | Pcm |
|---|---|---|---|---|---|---|
| ≤0.06 | 1.75 | 0.06~0.09 | 0.15~0.25 | Cu、Ni、Cr | 0.44 | 0.18 |
1.2.1 CCT试验 在Gleeble热模拟试验机上对试验用X80管线钢进行动态CCT热模拟实验。在成品板上用线切割方法取试样, 加工成直径6 mm长度11 mm的圆柱。将试样以10℃/s的速度加热至1200℃后保温3 min, 然后以1.5℃/s冷速冷却至1050℃进行变形, 工程应变为20%, 变形速率为5 s-1; 变形后以1.5℃/s冷速冷却至900℃再次进行变形, 工程应变为50%, 变形速率为10 s-1, 最后分别以0.5、1、3、5、7、10、15、20、30、40℃/s的冷速冷却至室温, 完成热模拟。实验工艺路线图1所示。
1.2.2 组织性能分析 为了研究超快冷工艺对组织性能的影响, 分别从层流冷却、超快冷工艺生产的钢卷上取样, 参考相应的标准测试拉伸性能、冲击性能及DWTT等常规力学性能。沿板卷横截面取样并将其用砂纸打磨并机械抛光, 制成金相试样。用4%硝酸酒精溶液浸蚀, 并用JSM 7001F场发射扫描电镜(SEM)观察其显微组织。用Lapara试剂进行浸蚀, 并用LEXT 3100激光共聚焦显微镜对组织中的M/A岛进行观察与定量分析。采用标准方法制备双喷减薄以及碳复型试样, 用JEM-2100F(HR)透射电镜(TEM)观察其显微组织。
图2给出了典型冷速下试样的显微组织。在较低冷速(0.5℃/s)下组织类型并不是典型的多边形铁素体+珠光体组织, 而是由准多边形铁素体+岛状组织构成(图2a), 这与X80的Mo/Nb体系成分设计有关。文献[7]的结果表明, Mo有显著的推迟珠光体转变与细化组织的作用。Mo除了能推迟碳化物的形核和长大, 还能增大固溶体原子间的结合力, 减小铁的自扩散系数, 从而推迟珠光体转变中的γ—α转变[8]。Nb也能显著推迟铁素体和珠光体转变, 并显著细化铁素体晶粒[9]。在低冷速下岛状组织比较粗大, 边缘碳含量较高。冷速达到10℃/s后针状铁素体(AF)组织特征已经变得较明显, 组织呈现不规则的铁素体块, 铁素体块间晶界模糊, 没有完整的连续晶界, 晶粒间或晶粒内分布着细小M/A岛, 针状铁素体内部隐约可见浮凸和亚晶条纹(图2 b)。当冷速达到20℃/s后针状铁素体与岛状组织得到进一步细化, 使材料具有较高的强度和韧性(图2 c)。冷速达到40℃/s后, 组织中出现了一定量的板条贝氏体, 晶界取向性明显, 细小的M/A岛分布同样具有方向性, 勾勒出板条铁素体的轮廓(图2d); 但是组织中并未出现明显的马氏体板条, 这为超快冷工艺在X80管线钢的实际生产提供了理论可行性。
图2 不同冷速的显微组织
Fig.2 Microstructures obtained with different cooling rates (a) 0.5℃/s; (b) 10℃/s; (c) 20℃/s; (d) 40℃/s
由动态CCT曲线(图3)可以看出, 在较低冷速(0.5℃/s)下相变温度较高, 约740℃-760℃; 冷速超过5℃/s后相变开始温度降低至700℃以下; 整体相变结束温度较低, 尤其是当冷速较高, 达到20℃/s后相变温度基本达到了400℃[10]。因此在实际生产中可采用较低的卷取温度以达到相变的完整性。
为了提高22 mm X80的强韧性, 在前期层流冷却条件的基础上进行超快冷+层流冷却的冷却工艺试验(出终轧后首先进行超快冷至一定温度, 然后层流冷却到最终的卷取温度)。在相同的终轧温度(800-830℃)和卷取温度(340-400℃)下UFCT(超快冷出口温度)由层流冷却的约700℃降低至500-550℃, 冷却速度由约10℃/s提高到25℃/s(仅超快冷段)。如表2所示, 采用超快冷+层流冷却代替层流冷却后X80管线钢的屈服强度由556 MPa提高到了585 MPa, 抗拉强度也由698 MPa提高至712 MPa, 屈强比提高了0.02, 伸长率保持在22%左右变化不大(试验中使用工作段直径为10 mm的棒状试样)。超快冷后-20℃的冲击功仍然保持在360 J以上, 止裂韧性并没有明显的变化; 而DWTT仍然保持在100%, 说明超快冷在提高钢卷强度同并未显著恶化其韧性。
表2 不同工艺X80管线钢的力学性能
Table 2 Mechanical properties of X80 pipeline steel produced with different cooling technology
| Rt0.5/MPa | Rm/MPa | Y/T | A50.8/% | Cvn /J (-20℃) | DWTT /% (-15℃) | |
|---|---|---|---|---|---|---|
| 1#--Laminar cooling | 556 | 698 | 0.80 | 22.2 | 387 | 100 |
| 2#--Super fast cooling+laminar cooling | 585 | 712 | 0.82 | 22.4 | 363 | 100 |
图4给出了层流冷却与超快冷工艺下的组织对比。尽管两者的组织均为针状铁素体类型, 但其细化程度和组织细节却有较大的不同。随着冷却速度的提高在层流冷却条件下组织中产生的粗大的准多边形铁素体QF(图4b)逐渐减少, 针状铁素体AF组织得到了一定程度的细化(图4c)。其主要原因是, 随着冷却速度的提高过冷度的增大促进了α相形核率的提高, 从而实现了最终组织的细化。同时, 随着冷速的提高组织中板条贝氏体铁素体BF的含量也有所提高(图4c)。其原因是, 随着冷速的提高C原子扩散能力减弱, 相变方式由扩散型逐渐向块状转变和切变方式, 贝氏体铁素体基体逐渐由等轴状向板条状转变, 组织中板条贝氏体铁素体BF的含量提高。
图4 不同冷却工艺钢的显微组织
Fig.4 Microstructures obtained with different cooling process (a), (b) laminar cooling; (c), (d) Super fast cooling
不同冷却工艺的组织中M/A岛的形貌, 如图5所示。与层流冷却相比, 在超快冷+层冷条件下得到的组织中M/A岛体积分数有所降低。使用image tool软件进行定量分析计算, 结果表明M/A岛的比例由层流冷却的5.6%降低至3.2%左右。且M/A岛的尺寸更加细小, 大部分已经达到1 μm左右, 形状也由尖角、短杆状变为圆球状, 在基体中的分布更加均匀。其原因是, 冷速越大形核激活能越大, 形核速率也越大, 相变后的晶粒越小且均匀。故冷速越大M/A 岛尺寸越小, 形状越接近椭球形[12]。
图5 不同冷却工艺钢的M/A岛形貌
Fig.5 M/A island morphology obtained with different cooling process (a) laminar cooling; (b) Super fast cooling
研究表明, 当裂纹扩展至带尖角M/A组元时, 由于裂纹尖端无位错区的扭曲在M/A岛的尖端处形成裂纹, 可能降低材料的韧性和塑性[13]。而理论认为, 当岛状M/A组元的平均弦长大于2 μm时可构成Griffith裂纹的临界尺寸[14], 降低材料的韧性。结合图5中的组织分析, 在超快冷条件下X80针状铁素体组织中的M/A组元无明显尖角, 而岛状的平均弦长均小于2 μm, 因此不会使韧性显著恶化。
图6给出了两种冷却工艺条件下析出粒子的形貌。可以看出, 在超快冷条件下析出的粒子更加细小, 分布也更加均匀。因为轧后立刻进行前段超快冷可避免Nb在奥氏体中大量析出, 而较高的过冷度又有利于促进Nb在铁素体中以细小的尺寸析出, 从而在一定程度上提高了析出强化效果[15]。
图6 不同冷却工艺钢析出粒子的形貌
Fig.6 Precipitation particles obtained with different cooling process (a), (b) laminar cooling; (c), (d) Super fast cooling
1. 随着冷速的提高X80管线钢的组织显著细化, 在高冷速下也没有生成大量的马氏体板条, 相变终止温度降低到大约400℃。在超快冷+层流冷却工艺条件下钢卷的强度有所提升: 屈服强度由556 MPa提高到了585 MPa, 抗拉强度也由698 MPa提高至712 MPa, 强度提高并未使其韧性恶化。
2. 在超快冷+层流冷却工艺条件下, 显微组织中准多边形铁素体的含量下降, 针状铁素体晶粒得到细化, 同时生成了少量板条状贝氏体铁素体, 提高了钢卷的强度; 随着冷速的提高组织中M/A岛的比例有所降低, M/A岛呈球状, 尺寸细小, 分布均匀, 韧性没有显著降低。析出粒子尺寸更加细小表明轧后快冷可抑制奥氏体中的析出, 提高Nb在铁素体中的析出比例和析出强化效果。
The authors have declared that no competing interests exist.
| [1] |
Status and development of pipe line steel in China, 我国管线钢的研发现状和发展趋势,
对管线钢的研发现状和发展趋势进行了论述,并对各类管线钢的组织和性能作了介绍,进而对管线钢的生产流程和工艺特点进行了讨论.
|
| [2] |
Experimental investigation on the alloy reduction of pipeline steel with high strength and heavy section, 高强度大壁厚管线钢合金减量化试验研究,
研究了合金减量化对高强度大壁厚X80管线钢的组织和性能的影 响.结果表明,Ni、Mo、Cu、Cr合金含量降低,组织中先析铁素体增加且长大,强度下降,但韧性变化不大;Ni、Mo、Cu、Cr合金总量由 0.61％减少到0.30％,大壁厚X80适宜的微观组织由以针状铁素体+粒状贝氏体为主转变为贝氏体+少量先析铁素体,通过试制工艺的优化可以保证试验 钢性能满足技术要求,合金减量化具备可行性.
|
| [3] |
JFE Steels advanced manufacturing technologies for high performance steel plates,
To meet the requirements of higher strength, improved weldability, and higher performance placed on structural steel plates for large-scale structures in recent years while also reducing manufacturing costs, JFE Steel hasdeveloped revolutionary plate manufacturing technologies; the Super-OLAC, a next-generation accelerated cooling technology for plates with a high cooling capacity, achieving the theoretical cooling limit, and uniform cooling performance, and the HOP (heat-treatment on-line process), an induction heating-type on-line heat-treatment process which reduces delivery times. Making full use of these plate manufacturing technologies, JFE Steel has developed high quality, high performance plates for a wide range of fields.
|
| [4] |
Effect of ultra fast cooling on microstructure and properties of X70 pipeline steel, 超快冷对X70管线钢组织和性能的影响,
采用MMS-300热/力模拟 试验机研究了无Mo和含Mo管线钢X70不同冷却条件的动态相变行为并绘制了试验钢的动态CCT曲线。结合实验室轧制和冷却试验,研究了超快冷和层流冷却 条件下两种成分X70管线钢的组织演变和力学性能。结果表明:随着冷却速度的增大,无Mo管线钢X70的组织构成为多边形铁素体+珠光体、多边形铁素体+ 针状铁素体、针状铁素体;含Mo管线钢X70的组织构成为多边形铁素体+针状铁素体、针状铁素体;Mo抑制了多边形铁素体和珠光体相变的发生。对于无Mo 管线钢X70,层流冷却工艺所得到的组织有约40%的准多边形铁素体;超快冷工艺所得到的组织为针状铁素体,有利于提高X70管线钢的强韧性。超快冷工艺 使晶界取向差大于15°的有效晶粒尺寸得到了细化,无Mo管线钢X70的强韧性略高于层流冷却条件下含Mo管线钢X70。超快冷条件下含Mo管线钢X70 组织更细小,力学性能可满足X80管线钢的要求。
|
| [5] |
Influence of ultra-fast cooling on the microstructure of X70 pipeline steel,
超快冷工艺对X70管线钢组织的影响, URL 摘要
通过热模拟机研究超快冷工艺中 冷却速率和终轧温度对X70管线钢组织细化及马氏体/奥氏体小岛的影响.随着冷却速率的增大,铁素体晶粒尺寸减小,M/A岛的体积分数先增大后降低,M /A岛的尺寸变化则相反.提高终轧温度,铁素体晶粒尺寸略微增大,M/A岛的体积分数增加;但在900～940℃范围内,随着终轧温度的升高,试样中M /A岛的体积分数略减小,尺寸增大.
|
| [6] |
Effects of high temperature large deformation and ultra fast cooling process on microstructure and mechanical properties of X70 pipeline steel, “高温大变形+超快冷”工艺对X70管线钢组织性能的影响,
对比“高温大变形+超快冷”工艺和传统TMCP工艺，研究了80℃/s超快冷条件下的X70管线钢显微组织演变规律、相变动力学和强韧化机制。结果表明，高温大变形后进行超快冷使晶粒细化，试验钢位错密度提高，析出物弥散细小，改善了试验钢的综合性能。另外，随着终冷温度的降低，韧脆转变温度先降后升，过高终冷温度生成的退化珠光体和过低终冷温度生成的碳化物都弱化了材料的韧性，最终的优化工艺参数为：终轧温度930℃，终冷温度600℃，轧后超快速冷却速度80℃/s。
|
| [7] |
Effects of ultra fast cooling ending temperature on microstructure and mechanical properties of X80 pipeline steel, 超快速冷却终止温度对X80管线钢组织和性能的影响,
在试验轧机上对X80管线钢进行了热轧试验，并采用超快冷结合层流冷却的冷却方式对试验钢进 行了冷却，结合组织观测，系统研究了超快冷终止温度对力学性能的影响。结果表明：在超快冷终止温度为670℃时，组织中发现了多边形铁素体，试验钢屈强比 较低；随着超快冷终止温度的降低，析出物粒子逐渐增多，尺寸逐渐细小且弥散，试验钢的强度和低温韧性逐渐提高，断后伸长率先升高后降低。
|
| [8] |
Research on processing, microstructure and properties of X80 high grade pipeline steel, PhD Dissertation, 高钢级X80管线钢工艺、组织与性能的研究, 博士学位论文,
大口径、高压、高密度输送使石油天然气管线不断向更高钢级发展。 随着管材强度级别的提高，对管材的韧性、焊接性等性能要求也进一步提高。国际上对X80钢管的研究主要集中在直缝埋弧焊管的焊接工艺和性能方面。而对用于 制造螺旋埋弧焊管用X80热轧板卷的成分、工艺与性能等却少有研究。本文通过X80钢的模拟轧制试验与结果进行了X80钢化学成分和工艺的优化，并通过工 业化大生产，在武钢2250mm热连轧机组进行17.5mmX80热轧超厚板卷的研试，研究了热连轧工艺与板卷组织、性能之间的关系，同时对板卷的焊接 性、抗腐蚀性及螺旋埋弧焊管管材性能也进行了全面的研究。...
|
| [9] |
北京科技大学
|
| [10] |
Research on Flexible Control of Microstructure and Properties of High Strength Nb Bearing Hot-Rolled Dual Phase Steel, PhD Dissertation, 高强度含铌热轧双相钢组织性能柔性控制研究, 博士学位论文, 北京,
随着车体轻量化研究的深入,高强钢在汽车车身中的应用越来越广。双相钢因其优异的力学性能——低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度塑性匹配,是目前应用最多的先进高强度钢之一,符合汽车材料轻量化、高性能、安全、环保、节能的发展主题。 本文以高强度含Nb热轧双相钢的研究开发为目的,进行了不同合金系列实验钢的成分设计,研究了各实验钢热变形后的连续冷却过程相变规律,在Gleeble-1500热模拟机上进行了工艺参数对双相组织演变影响的热模拟实验,并以此为基础进行了实验钢组织性能控制的实验室轧制实验,分析讨论了高强度含Nb双相钢的强韧化机理。 通过系统研究不同合金成分系列实验钢轧后分段冷却过程相变规律和组织演变,分析了合金元素和工艺参数对双相钢组织演变和力学性能的影响,阐述了双相组织性能控制过程中合金成分设计与工艺控制稳定性之间的关系。低成本简单成分的C-Si-Mn-Nb钢淬透性差,组织演变过程工艺敏感性较强,仅能通过铁素体转变后快冷至250℃低温卷取获得铁素体马氏体双相组织。C-Si-Mn-Cr-Nb钢工艺控制稳定性较强,Cr元素可有效控制贝氏体形态,有利于通过500℃中温卷取获得铁素体贝氏体双相组织,并仅可在550℃空冷卷取获得铁素体马氏体双相组织。高成本复杂成分的C-Si-Mn-Cr-Mo-Nb钢具有良好的工艺控制稳定性,Mo元素有利于通过550～600℃中温卷取亚稳奥氏体稳定化获得铁素体马氏体双相组织,但对于500℃中温卷取铁素体贝氏体双相组织力学性能影响并不明显。 通过调整残留亚稳奥氏体转变条件,控制双相组织中强化相形态,提出了高强度含Nb热轧双相钢的组织性能柔性控制技术。对于同一合金成分系列实验钢,调节卷取温度,控制亚稳奥氏体转变产物,可获得具有不同力学性能的铁素体马氏体或铁素体贝氏体双相钢。而对于同一强度级别目标,可根据现场设备能力和工艺控制条件,选用不同成分系列实验钢经相应工艺过程来获得。 通过研究高强度含Nb热轧双相钢相变强化、细晶强化、析出强化的复合强韧化机理,描述了铁素体基体与强化相相互作用的显微组织结构特征和双相钢力学性能的关系,分析了不同形态强化相对双相钢连续屈服特性和断裂韧性的影响。相变组织强化是双相钢的主要强化方式,通过强化相与铁素体基体的相互作用,影响两相界面附近铁素体位错状态,降低屈服强度,提高抗拉强度,从而使得双相钢连续屈服,并具有低屈强比、高初始加工硬化率和良好的强度与塑性匹配。与铁素体马氏体双相钢相比,铁素体贝氏体双相钢屈服强度略高而抗拉强度略低,但具有良好的断裂韧性。在相变强化基础上,通过Nb微合金化,发挥Nb的细晶强化和析出强化作用,是提高双相钢强度级别的重要手段。
|
| [11] |
|
| [12] |
Research and Control on Microstructure and Property of X70 Pipeline Steel Produced by Steckel Mill, Master Dissertation, 炉卷轧机生产X70管线钢的组织性能控制, 硕士学位论文, 北京,
采用低碳、低硫和微合金化成分设计,在 1200～1220℃加热温度、790～830℃终轧温度、500～550℃终冷温度控制工艺下进行热轧处理,对3500mm炉卷轧机生产 的X70管线钢进行组织性能检验.结果表明,所生产的X70管线钢均满足西气东输二线X70级管线钢的技术要求.
|
| [13] |
Research on microstructure and strength-toughening mechanism of acicular ferrite pipeline steel, 针状铁素体管线钢组织及强韧化机理研究,
采用TEM及原位TEM拉伸裂纹扩展观察等试验手段,研究了管线 钢针状铁素体组织及各组织单元对位错运动及裂纹扩展的影响,分析讨论r针状铁素体的强韧化机理.结果表明,大角度品界、M/A组元对位错的运动及裂纹扩展 有显著影响,有效阻碍位错的运动和裂纹扩展,从而提高材料强韧性.小角度品界对位错运动影响较小,对裂纹扩展几乎没有影响.针状铁素体组织中以块状转变机 制形成的块状铁索体和非等轴铁索体使管线钢具有高的韧性,而低温转变的板条状贝氏体组织对强度贡献更大.
|
| [14] |
ShI Kai, ZHOU Yong, Effects of welding thermal cycle on toughness and microstructure of coarse grained region of X80 pipeline steel, 焊接热循环对X80管线钢粗晶区韧性和组织的影响,
利用焊接热模拟技术、光学金相、透射电子显微镜和示波冲击韧度试验、断裂韧度试验研究了焊接热循环对X80管线钢粗晶区韧性和组织的影响.试验结果表明,在六种热循环参数下,X80管线钢模拟粗晶区具有不同的显微组织,当焊接热循环参数较小时,以下贝氏体和板条马氏体为主,随着热循环参数的增大,以粒状贝氏体为主,且其中的M-A岛的形态由细短条状转变成大长条状或大块状,分布由晶界转向晶内,同时数量增多,韧性恶化.
|
| [15] |
Precipitation and models at ferrite phase zone for niobium bearing steel under ultra fast cooling condition, 超快冷条件下含Nb钢铁素体相变区析出及模型研究,
采用Gleeble-3800热/力模拟试验机研究了超快冷条件 下含Nb钢在铁素体相变区的析出行为.考虑Nb(C,N)在铁素体中的固溶度积和Nb元素在铁素体中的扩散系数,给出了超快冷条件下Nb在铁素体相变区的 析出模型.结果表明:轧后超快冷至650℃(铁素体相变区)可抑制Nb在奥氏体中析出,实现Nb在铁素体相变区中的析出;与在奥氏体中析出行为相比,Nb 在铁素体中析出物数量明显增加,尺寸显著细化,析出物粒子密度由79个/μm2增加到373个/μm2,析出物尺寸由12.9nm细化到8.1nm,有利 于发挥Nb的析出强化效果;该含Nb实验钢在铁素体中析出时最大形核率温度为620℃,最快沉淀析出温度为700℃,且计算与实测的析出相体积分数吻合良 好,说明该模型可以用来模拟超快冷条件下Nb在铁素体相变区的析出行为.
|
/
| 〈 |
|
〉 |
