很多人不知道鐵碳馬氏體強化機制.doc的知識，小編對馬氏體不銹鋼刀具的原理和展望進行分享，希望能對你有所幫助！

本文導讀目錄：

1、鐵碳馬氏體強化機制.doc

2、馬氏體不銹鋼刀具的原理和展望

3、多尺度碳氮化物強化馬氏體耐熱鋼

鐵碳馬氏體強化機制.doc

　　摘要：本文介紹碳鋼馬氏體中的不同強化機制，解釋了馬氏體高強本質(zhì)。

　　（式中的質(zhì)量分數(shù)為各合金元素固溶在基體中的數(shù)值，C、Mn、Si、Mo元素采用合金含量。

　　由于馬氏體相變使馬氏體板條和孿晶片層中產(chǎn)生了大量的位錯如圖2所示，高位錯密度在位錯滑移中相互作用使運動受阻從而產(chǎn)生強化。

　　位錯密度越高，金屬抵抗塑性變形的能力越大。

　　其強度增量可以由Hall-Pech公式表述：。

　　式中G為剪切模量，b是伯氏模量，為位錯密度，為常數(shù)。

　　合金第二相一般分為兩大類，包括分散型和集聚型。

　　第二相為強、硬質(zhì)點分布于晶內(nèi)或晶界上，當位錯運動到第二相質(zhì)點是產(chǎn)生阻礙作用，提高馬氏體基體的塑性變形抗力，使強度升高。

　　第二種是切過機制（第二相粒子可變形，與基體保持共格），位錯切過第二相是產(chǎn)生以下幾個作用中的幾種提高馬氏體的變形抗力。

　　當粒子是有序結(jié)構(gòu)時，則位錯切過粒子時會打亂滑移面上下的有序排列，產(chǎn)生反相疇界，引起。

馬氏體不銹鋼刀具的原理和展望

　　這個刀具鋼材主要是指廚刀的、玩具刀的切割部分鋼材。

　　奧氏體不銹鋼、鐵素體不銹鋼、雙相不銹鋼等都不能滿足我們的要求。

　　我們已知鉻和鎳能有效快速地提高鋼的防銹能力。

　　因此，通過添加大量鉻，可以快速有效地提高鋼材的綜合耐腐蝕性。

　　比如鉬，它主要是提高鋼對氯化物的抗點蝕能力，在以耐腐蝕為重要考量的鋼種里面，只做少量添加。

　　單純的碳鋼，一般碳含量在0.45%，常見淬火最高可達59HRC一般碳含量達到左右0.5硬度可達%60HRC以上。

　　(以上為常見值，特殊情況下可略高1-2HRC）。

　　當我們添加足夠的鉻和碳時，我們有一定的防銹和硬度的鋼。

　　在這一宗旨下，山特維克更為著名12C27，13C26，14C28，還有AEB-L等。

　　在1150度下，如圖1所示，12C27、13C26、14C28等都在左下角半圓弧曲線上方。

　　碳化物很容易變小，因為它接近完全奧氏體化。

　　由圖二的1-2-3-4可以找到圖片的演變順序。

　　C/C1/C2和C1C2右移且與上移交點。

　　不管是420，還是14C28，眾所周知，硬度不是特別高，正常淬火硬度達不到65HRC，回火后，即使追求保持性，硬度也不會超過62HRC。

　　比如19C27就可以突破62HRC到63HRC。

　　但隨著碳含量的增加，碳化物的數(shù)量和尺寸也會增加。

　　我們還需要足夠的保持，即有足夠精細和高硬度的碳化物，這需要添加其他稀有金屬。

　　到了VG10、154CM對于這類產(chǎn)品，我們可以明顯發(fā)現(xiàn)鉻含量下降，耐磨性提高。

　　VG10以鈷為主，提高抑制高溫晶粒增大的能力，降低鉻含量，同時添加少量其他稀有金屬，提高硬度、保持性和防銹性。

　　一般來說，現(xiàn)有的不銹鋼工具鋼滿足了高防銹、高耐磨、高硬度、高強度。

　　在許多工具領域，它滿足了大多數(shù)用戶的日常實際需求。

　　即使154CM、VG10，通過降低鉻含量來提高其他合金含量。

　　沖擊韌性仍然不是其主要優(yōu)勢，也不是宣傳的主要賣點。

　　不銹鋼刀具用鋼直到粉末冶金技術的發(fā)展，才解決了碳化物與耐磨性的沖突。

　　不幸的是，通過檢索山特維克、武生、博樂、坩堝、一勝百、大同、日立、國內(nèi)特種鋼廠等常見特種鋼廠的不銹鋼刀具鋼。

　　在實際的刀鋼中，高合金含量的總體趨勢是降低沖擊韌性。

　　不同的稀有金屬和含量對沖擊韌性有不同的影響。

　　眾所周知，馬氏體不銹鋼必須有12%以上的鉻。

　　為了耐磨和硬度，需要添加適量的稀有元素和較高的鉻(指0.6碳含量超過%)。

　　九、沒有專門研發(fā)高韌性不銹鋼刀具鋼材的特殊鋼廠。

　　隨著研究人員的深入研究，不斷發(fā)現(xiàn)新的微觀機制。

　　也許在未來的某個時候，科學家可以在新的理論基礎上創(chuàng)造一種新的高韌性、高硬度、高防銹、高強度的鋼種。

　　假如都轉(zhuǎn)換成夏比V嘴，很多鋼真的會讓你感到恐怖。

　　這是因為這些博客根本不在乎不同測量標準下數(shù)據(jù)的差異。

　　比如10J的A鋼和5J的B鋼，不能簡單地說A是B的2倍。

　　如果是定量數(shù)據(jù)，比如A鋼是60HRC，2差距倍，那B鋼就是30HRC。

　　隨著學習的深入和自我理解的局限性，以上內(nèi)容會出現(xiàn)一些錯誤。

多尺度碳氮化物強化馬氏體耐熱鋼

　　首先,通過調(diào)整鋼的化學成分,主要包括降C,以降低M23C6的含量,從動力學上降低其粗化速率；去B,以防止形成脆性BN成為裂紋源；去Mo,以避免形成粗化速率較高的Laves相。

　　由于鐵素體中的Cr、Nb、V等合金元素固溶量小于奧氏體中的含量,且合金元素在鐵素體中的擴散系數(shù)高于在奧氏體,因而高溫下誘變鐵素體會更利于析出相的誘導析出及長大,鐵素體的分布及形態(tài)決定著誘導析出相的分布。

　　因此可以通過控制誘變鐵素體的含量及分布來調(diào)整誘導析出相的分布及體積分數(shù)。

　　而變形條件為1000-1100℃C溫度區(qū)間及0.01-1/s應變速率時,誘變鐵素體的形態(tài)為條狀,與馬氏體相間分布,且誘導鐵素體的體積分數(shù)約占50%,為最有利于析出相析出及均勻分布的變形條件。

　　最后通過控制后續(xù)熱處理工藝參數(shù),實現(xiàn)多尺度但碳化物強化馬氏體耐熱鋼的制備。

　　其中,后續(xù)熱處理主要涉及奧氏體化及回火過程,熱變形后的試樣經(jīng)奧氏體化后,初始的誘變鐵素體+馬氏體雙相組織均轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,并在空冷后切變?yōu)閱我获R氏體組織。

　　變形過程中誘變析出的碳氮化釩、M23C6在奧氏體化過程中全部重新溶入基體,而Nb(C,N)則由于在奧氏體中的固溶度積小而溶解的較少。

　　回火過程中,合金元素在未溶的析出相與奧氏體界面上偏聚,導致非均質(zhì)形核,形成較大尺寸(200nm)的析出相,穩(wěn)定了晶界及亞晶界。

　　同時,位錯節(jié)上形成彌散細小(20nm)的析出相,釘扎位錯。

　　最終獲得穩(wěn)定性較高,符合設計的組織模型：多尺度碳氮化物強化的單一馬氏體組織。

　　盡管調(diào)控后的組織初步達到設計的目標,但200nm左右的析出相分布不均勻,且蠕變／時效過程中析出的Laves相易于連成條狀,失去了阻礙晶界運動作用的同時,成為裂紋的萌生的優(yōu)選位置。

　　后續(xù)研究應該重點放在200nmm析出相的分布及Laves相的長大方式等方向上。

那么以上的內(nèi)容就是關于鐵碳馬氏體強化機制.doc的介紹了，馬氏體不銹鋼刀具的原理和展望是小編整理匯總而成，希望能給大家?guī)韼椭?/p>