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《B、Nb等微合金化元素在超级奥氏体不锈钢中强化效果的理论研究》篇一一、引言超级奥氏体不锈钢以其卓越的耐腐蚀性、高温强度和良好的加工性能，在石油、化工、海洋工程等众多领域得到了广泛应用。
为了提高其综合性能，研究者们通过添加微合金化元素如B、Nb 等，以进一步增强其机械性能和耐腐蚀性。
本文将针对B、Nb等微合金化元素在超级奥氏体不锈钢中的强化效果进行理论研究。
二、微合金化元素的种类及其作用机制1. 硼（B）元素：硼元素在钢中主要起到固溶强化和细化晶粒的作用。
它能有效地提高钢的强度和韧性，同时还能改善钢的焊接性能。
2. 铌（Nb）元素：铌元素在钢中可以形成稳定的碳氮化合物，有效减少钢中的碳化物析出，提高钢的抗晶间腐蚀性能。
此外，铌还能细化晶粒，提高钢的强度和韧性。
三、B、Nb元素在超级奥氏体不锈钢中的强化效果1. 固溶强化：B、Nb等微合金化元素的固溶强化作用，可以显著提高超级奥氏体不锈钢的强度和硬度。
这些元素在钢中形成固溶体，阻碍位错运动，从而提高材料的力学性能。
2. 晶粒细化：B、Nb元素能够细化钢的晶粒，使钢的力学性能得到进一步提高。
晶粒细化可以增加单位体积内的晶界数量，从而提高材料的强度和韧性。
3. 提高耐腐蚀性：B、Nb元素的添加可以改善超级奥氏体不锈钢的耐腐蚀性能。
例如，铌可以稳定钢中的奥氏体结构，提高钢的抗晶间腐蚀性能；硼则可以提高钢的耐点蚀和耐应力腐蚀性能。
四、理论分析根据合金强化理论，微合金化元素的添加可以通过固溶强化、沉淀强化和细晶强化等多种机制提高钢材的性能。
在超级奥氏体不锈钢中，B、Nb等微合金化元素的强化效果主要体现在固溶强化和细晶强化两个方面。
这些元素在钢中形成稳定的固溶体，阻碍位错运动，从而提高材料的强度和硬度；同时，它们还能细化晶粒，使钢的力学性能得到进一步提高。
五、结论通过对B、Nb等微合金化元素在超级奥氏体不锈钢中的强化效果进行理论研究，我们可以得出以下结论：1. B、Nb等微合金化元素的添加可以显著提高超级奥氏体不锈钢的强度、硬度和耐腐蚀性能。
《节镍型奥氏体耐热不锈钢热变形行为研究》篇一一、引言节镍型奥氏体耐热不锈钢以其独特的物理和化学性质，广泛应用于各种高温和腐蚀性环境中。
了解其热变形行为，对控制材料加工过程、优化性能和延长使用寿命具有重要意义。
本文将着重探讨节镍型奥氏体耐热不锈钢的热变形行为，通过实验研究和理论分析，揭示其变形机制和影响因素。
二、材料与方法1. 材料准备实验采用节镍型奥氏体耐热不锈钢作为研究对象，其化学成分符合特定标准。
材料经过适当的热处理，以获得所需的组织结构和性能。
2. 实验方法（1）热模拟实验：采用热模拟机对材料进行加热、保温和冷却等过程，模拟实际加工条件下的热变形行为。
（2）金相组织观察：通过金相显微镜观察材料的组织结构，分析热变形对组织结构的影响。
（3）力学性能测试：对材料进行拉伸、压缩等力学性能测试，评估材料的强度、塑性等性能。
（4）数据处理与分析：采用统计学方法对实验数据进行处理和分析，揭示热变形行为与材料性能之间的关系。
三、实验结果与分析1. 热变形行为观察通过热模拟实验，观察到节镍型奥氏体耐热不锈钢在加热、保温和冷却过程中，表现出明显的热变形行为。
随着温度的升高和时间的延长，材料的变形程度逐渐增大。
2. 组织结构分析金相组织观察结果表明，热变形对材料的组织结构产生显著影响。
在高温下，材料发生晶粒长大、相变等现象，导致组织结构发生变化。
这些变化对材料的力学性能和耐热性能具有重要影响。
3. 力学性能分析力学性能测试结果表明，节镍型奥氏体耐热不锈钢在热变形过程中，强度和塑性等性能发生变化。
随着变形程度的增大，材料的强度先增大后减小，而塑性则逐渐降低。
这表明在一定的变形范围内，材料能够保持良好的力学性能。
4. 影响因素分析通过数据分析，发现热变形行为受多种因素影响。
其中，温度、时间和应变速率是主要影响因素。
随着温度的升高和时间的延长，材料的变形程度增大；而应变速率则影响材料的变形速率和最终的组织结构。
此外，材料的化学成分和组织结构也对热变形行为产生影响。
2009年 3月郑州大学学报(工学版)Mar 1 2009第30卷 第1期Journal of Zhengzhou University (Engineering Science )Vol 130 No 11 收稿日期:2008-09-15;修订日期:2008-10-30 基金项目:教育部全国优秀博士学位论文作者专项资金资助项目(200233);武汉钢铁公司科研计划资助项目. 作者简介:黄亚敏(1983-),女,湖北武汉人,硕博连读研究生,主要从事材料显微组织与性能关系研究.通讯联系人:潘春旭,E -mail:cxpan@whu .edu .cn 文章编号:1671-6833(2009)01-0053-04奥氏体不锈钢超高温氧化失效机理研究黄亚敏1,吴佑明2,潘春旭1(1.武汉大学物理科学与技术学院,湖北武汉430072;2.武汉钢铁公司金属结构公司,湖北武汉430081)摘 要:利用电子显微镜和能谱等现代分析仪器,系统研究了Y US701型高Cr -N i 奥氏体不锈钢在1200℃超高温腐蚀介质环境下长期服役过程中的氧化腐蚀特征及失效机理.研究结果表明:不锈钢表面氧化膜具有多膜层结构,氧化环境及基体-氧化层界面处的元素分布和扩散对氧化膜的结构与性能有重要影响;氧化膜的失效行为主要表现为氧化层中裂纹的产生和不致密氧化层的剥落.关键词:奥氏体不锈钢;超高温;氧化膜;失效机理中图分类号:TG 172.82 文献标识码:A0 引言合金Fe -Cr -N i 奥氏体不锈钢长期服役于冶金、化工、电力和航天等运行条件苛刻的环境中,长期以来对奥氏体不锈钢在不同高温氧化介质中氧化膜的生长行为[1-5]以及氧化膜失效分析[6-8]方面的研究受到国内外很大的重视.一般认为,不锈钢表面形成的氧化膜主要成分为Cr 2O 3,这种氧化反应具有选择性特征,消耗不锈钢基体表面Cr 元素,并使基体内部Cr 元素不断向表面扩散.随着氧化反应持续进行,氧化膜的生长符合抛物线规律[9],并主要受温度的影响;同时为了保证氧化膜的稳定形成,氧化膜—基体界面处的Cr 元素含量的质量分数不能低于13±1%[10].研究发现,当氧化温度逐渐升高,Cr 2O 3氧化膜变得不稳定开始分解,使得基体内部Fe 、N i 等其它金属离子向氧化膜层扩散,并引起氧化膜出现裂纹并产生剥落现象.发生氧化膜剥落的基体表面重新暴露于腐蚀介质环境中,将再次生成Cr 2O 3氧化保护膜,Cr 元素对氧化膜再修复及防止不锈钢氧化失效起到了重要作用[11-12].H.E .Evance 等人[13]提出,氧化膜的失效属于化学失效,即发生失稳氧化现象.在超高温下(>1100℃),因氧化膜—基体界面处Cr 含量低于氧化平衡时所需含量而导致内部化学失效.在一般高温下(600～950℃),主要是由于基体表面局部氧化膜脱落产生的损伤进而引起的机械化学失效.到目前为止,有关氧化膜失效的研究大多集中在950℃以下,很少有报道实际超高温下氧化膜的失效研究.奥氏体不锈钢ROF 内罩是一种热处理保护设备,需要长期在650～1200℃的高温和H 2+N 2气氛中运行,要求具有相当高的高温持久强度和耐腐蚀、抗氧化能力.因此选用的材料必须具有很高的抗高温氧化性能.作者通过对ROF 内罩外壁表面氧化皮的显微结构和化学成分观测,深入分析了高温氧化膜的形成及其脱落机理.1 实验材料与方法实验样品直接从已服役141个周期(约8年)失效报废的ROF 内罩上取样,材料为Y US701(25Cr -13N i -2Si -0.8Mo -0.25N )型奥氏体不锈钢,化学成分及力学性能见表1.ROF 内罩的服役条件:650℃保温17h,1200℃保温27h,运行周期为150h,内罩外部处于以煤气为燃烧介质的炉膛,内罩内保护气为H 2∶N 2=3∶1;罩内气体压力250kPa,罩外压力25kPa,内罩裙部插入炉台的白硅砂内密封.扫描电镜(SE M )样品制备及观察:在ROF 内罩外壁截取原始块状试样,观察沿氧化皮至合金基体方向的纵截面.观察在日立S2570型扫描电镜(SE M )上进行,加速电压为20k V.微区化学成54 郑州大学学报(工学版)2009年表1 材料化学成分及力学性能Tab .1 Chem i ca l co m positi on s of the ma ter i a ls牌号化学成分的质量分数/%C Si Mn P S N iCr Mo N σb /MPa Y US7010.1162.4632.1650.0320.02613.6024.200.8560.250≥690分测量在Phili p s 公司E DAXP V 9100/70能谱仪(EDS )上进行.2 实验结果与讨论在实际应用中,奥氏体不锈钢ROF 内罩的失效报废的原因主要是由于材料的脆化和强度的降低所导致变形等.从外观上看,表面的氧化程度并不十分严重,但是材料的厚度会有明显的减薄现象.图1(a )为奥氏体不锈钢ROF 内罩外壁与煤气燃烧介质接触表面的氧化腐蚀层的SE M 形貌特征.宏观上看,表面有一个已经失效即将脱落的氧化层,接下来为一个约1mm 以上的分布有大量氧化腐蚀坑的过渡层,腐蚀坑随距表面越远数量减少.在高倍下观察(图1(b )),氧化膜具有明显的多膜层结构,即:最外面为疏松的,即将剥落的氧化失效层;与基体表面相连的是一个颗粒过渡层;特别要注意的是,在疏松氧化皮与颗粒层之间有一个相对致密的,宽度只有几微米的“夹层”.氧化膜下面是一个有大量腐蚀坑的基体,其中在奥氏体晶界上的腐蚀坑要大一些,并且有析出物析出和沿晶开裂的特征.图1 氧化膜层结构SE M 形貌图F i g .1 SE M m orphology of the f il m l ayersi n the ox i da ti on sca le EDS 化学成分测量显示(图2,表2),外层疏松的氧化皮除含Cr 元素外,还含有大量的Fe 和N i 元素.而紧接着的“夹层”中几乎没有Fe 和N i 元素(其中的Si 可能来自于颗粒成分),说明它是一个纯的Cr 2O 3氧化物层;过渡层中的小颗粒主要含Si 和O 元素,表明其为Si O 2颗粒.另外,基体中晶界上的析出物含有将近各占50%的Cr 和Fe 元素,N i 含量很低,它可能是σ(CrFe )相.图2 氧化皮各膜层元素分布图F i g .2 The ele m en t d istr i buti on character isti csi n the ox i da ti on sca le表2 氧化皮各膜层化学成分质量分数Tab .2 The che m i ca l co m positi on i n the sca leaccord i n g to the F i g .2%膜层O Si Cr Fe N i 基体D —1.3720.5764.0114.06颗粒过渡层B 42.6753.03—1.752.49致密“夹层”A 40.406.9750.572.06—外表疏松层C33.490.5525.9622.4917.51 一般认为,高温下生成保护膜的氧化反应与合金元素与氧元素的亲和力有关.图3是金属氧势图,表示了不同温度下金属元素发生氧化所需的氧压[14].可以看出Si 较Cr 更易与O 结合形成氧化物.作者所用的Y US701型奥氏体不锈钢材料,其在材料设计时加入了较多的Si (>2%),也是为了提高其抗高温氧化性能的目的.其基本的原理是:首先在材料表面形成一层Si O 2氧化层,然后再生成Cr 2O 3氧化层,这种紧密的双层膜能有效地起到将金属与气体基体表面生介质隔离的阻挡层作用,从而起到抗高温氧化的作用.在高温长期服役过程中,氧化膜的进一步长 第1期黄亚敏等 奥氏体不锈钢超高温氧化失效机理研究55 大需要反应物质经由氧化膜扩散传质来实现,主要是基体表面的Cr 离子通过膜层向外扩散,在膜的表面被氧化,膜的生长区域在膜的表面,而外界氧离子由于在膜层中扩散系数较小很难向金属内部扩散,氧化膜的电子-离子机理示意图(图4).氧化膜—基体界面处的元素分布及扩散对氧化膜的结构与性能有直接影响,晶界作为缺陷区域,为离子向外扩散提供了有利途径.在图2中测到氧化皮中含有一定量的Fe 和N i 元素,这是由于在长期超高温作用下,金属内部的铁、镍离子也将向外扩散,在致密的Cr 2O 3外层再形成一层以Cr 2O 3为主并含有Fe 、N i 的氧化物或其混合氧化物的厚膜层,即多膜层结构. 与一般的950℃高温服役相比,本实验中的1200℃超高温服役条件,对奥氏体不锈钢的氧化腐蚀程度和晶粒长大有更明显的作用.由于ROF 内罩在实际运行过程中,每个周期中的不同时间的温度是不断变化的.由于氧化膜内部是双膜层结构,在冷热变化时,具有较低线性热膨胀系数的Si O 2层(a ～0.5×10-6K -1)与Cr 2O 3层(a～8.5×10-6K -1)和基体表面(a ～17.8×10-6K -1)[10]之间更易集中大量热能和压缩应力.在压应力作用下,膜与基体局部发生非接触区域,氧化膜产生塑性变形,起皱形成空泡进而开裂导致氧化膜剥落.同时可以发现,氧化剥离还将穿透Si O 2层在Si O 2层—Cr 2O 3层界面处形成.但由于Si O 2层相对于Cr 2O 3层与基体的热膨胀系数差更大,所以剥离裂纹主要发生在基体—Si O 2层界面处.温度越高,界面处差异越大,氧化膜受损剥落也越严重,基体表面将形成较大的氧化腐蚀坑.这种循环的温度变化,导致氧化皮的不断脱落,最后造成材料厚度的不断减少.失去氧化膜保护的基体表面再次暴露于氧化环境中,抗氧化性下降,使得基体中的Fe 、N i 离子快速向外扩散,在基体表面和新修复的Cr 2O 3氧化层中形成Fe 、N i 的氧化物.如表2所示,氧化膜层尤其是外表疏松层中,Fe 、N i 元素含量迅速升高,其含量与Cr 元素含量几乎相当,说明氧化膜外层中含有大量的脆性氧化物.随着Cr 2O 3外层不断增厚产生一定应力,不同氧化物具有pB 值不同,在应力作用下膜层内将产生剥离裂纹导致外层氧化膜疏松剥落.这种剥离腐蚀易在Cr 2O 3层中Cr 含量少的地方优先发生,如图1(b )中箭头所指沿晶裂纹处,此处Cr 2O 3氧化层不致密,Fe 、N i 离子更容易聚集形成氧化物.氧化膜在超高温下虽呈剥离腐蚀特征,但其内部双层膜仍较致密,具有较好的热稳定性.氧化膜的这种优异热保护作用,使基体材料具有良好的高温持久抗氧化性能.同时由于Y US701型奥氏体不锈钢基体,其原始晶粒细小,组织均匀,因而经氧化后长大的晶粒组织并没有发生异常粗化的现象,如图1(a )所示.均匀分布的基体组织使得其内部金属元素向外扩散,在基体表面形成氧化膜时也较均匀,从而增强氧化膜的致密性.基体失效形式主要为沿晶腐蚀,这是由于不锈钢基体原始组织为奥氏体基体上分布有残余δ铁素体,在高温作用下δ铁素体将完全转化为s (FeCr )相[15],析出的s (FeCr )脆性相分布在晶界上并导致大量沿晶裂纹的形成.沿晶裂纹等缺陷为金属离子向外扩散提供更多途径,加剧了氧化膜的腐蚀失效速度,当金属离子逐渐向外扩散时,将在基体表面附近留下大量腐蚀气坑,降低其脆性和强度.不断加深的氧化反应消耗掉了基体内部大量Cr 元素,当Cr 含量值低于一定氧化平衡值时,氧化膜无法再形成和修复,材料将失去高温抗氧化性和高温耐腐蚀性.3 结论(1)奥氏体不锈钢基体表面形成的氧化膜具56 郑州大学学报(工学版)2009年有多膜层结构,氧化环境及氧化膜—基体界面处的元素分布和扩散对氧化膜的结构与性能有直接影响.(2)与950℃以下的常规高温服役相比,高合金Fe-Cr-N i奥氏体不锈钢在1200℃超高温运行中的氧化腐蚀程度加剧,呈严重剥离状腐蚀;氧化膜的失效行为主要表现为氧化层中裂纹的产生和不致密氧化层的脱落.参考文献:[1] PRAG NE LL W M,E VANS H E.Chr om iu m dep leti onat2-di m ensi onal features during the selective oxida2ti on of a20Cr-25N i austenitic steel[J].Oxidati on ofM etal,2006,66:209-230.[2] NORL I N G R,NY LUND A.The influence of te mpera2ture on oxide-scale f or mati on during er osi on-corr o2si o[J].Oxidati on of Metal,2005,63:87-111. [3] DUNN I N G J S,ALMAN D E,RAW ERS J C.I nflu2ence of silicon and alu m inu m additi ons on the oxidati onresistance of a lean-chr om iu m Stainless Steel[J].Oxidati on ofM etal,2002,57:409-425.[4] CHE VAL I ER S,LARP I N J P.For mati on of per ovskitetype phases during the high te mperature oxidati on ofstainless steels coated with reactive ele ment oxides[J].Acta Materialia,2002,50:3105-3114.[5] HUNTZ A M,RECK MANN A,HAUT C,et al.Oxi2dati on of A I SI304and A I SI439stainless steels[J].M aterials Science and Engineering,2007,447:266-276.[6] T ORK AR M,G ODEC M,LAMUTM.O rigin of flakeson stainless steel heater[J].Engineering Failure A2nalysis,2007,14:1218-1223.[7] OSGERBY S,FRY A T.Steam oxidati on resisitanceof selected austenitic steels[J].Materials Science Fo2ru m,2004,(461-464):1023-1030.[8] PEREZ F J,PE DRAZ A F,S ANZ C et al.Effect ofther mal cycling on the high te mperature oxidati on re2sistance of austenitic A I SI309S stainless steel[J].Materials and Corr osi on,2002,53:231-238.[9] L I T F.H igh-te mperature Oxidati on and Heat Corr o2si on of Metal[M].Beijing:Che m ical I ndustry Press,2003.139-147.[10]BAUER R,BACCALARO M,JE URGE NS L P H.Oxidati on behavi or of Fe-25Cr-20N i-2.8Si duringis other mal oxidati on at1,286K;life-ti m e p redicti on[J].Oxidati on ofM etal,2008,69:265-285.[11]LOBB R C,E VANS H E.An evaluati on of the effectof surface chr om iu m concentrati on on the oxidati on ofa stainless steel[J].Corr osi on Science,1983,23:55-73.[12]LOBB R C,E VANS H E.A deter m inati on of the chr o2m iu m concentrati on f or‘healing’layer f or mati on dur2ing the oxidati on of chr om iu m-dep leted20Cr-25N i-Nb stainless steel[J].Corr osi on Science,1984,24:385-388.[13]E VANS H E,DONALDS ON A T,GI L MOUR T C.M echanis m s of breaka way oxidati on and app licati on t oa chr om ia-for m ing steel[J].Oxidati on of M etal,1999,52:379-402.[14]THOLE NCE F,NORE LL M.H igh te mperature corr o2si on of cast all oys in exhaust envir on ments.II-Caststainless steels[J].Oxidati on of Metal,2008,69:37-62.[15]FE NG R H,P AN C X,Y ANG S B,et al.Failurecharacteristic and mechanis m of the austenitic stain2less steel ROF internal cover[J].Journal of W uhanTrans portati on University,2000,24:622-626.O x i da ti on M echan is m of Austen iti c St a i n less Steel Dur i n g Super H i gh Te mpera ture Serv i ceHUANG Ya-m in1,WU You-m ing2,P AN Chun-xu1(1.Depart m ent of Physics,W uhan University,W uhan430072,China;2.Metal Structure L i m ited Company,W uhan Ir on& Steel Gr oup Company,W uhan430081,China)Abstract:The oxidati on corr osi on characteristic and failure mechanis m of a high Cr-N i austenitic stainless steel serving at1200℃with corr osi on envir on ment were analyzed using scanning electr on m icr oscope(SE M) and energy-dis persive X-ray s pectr oscopy(EDS).The results indicate that the scale on the stainless steel substrate surface consisted of poly-fil m layers,depending on the oxidati on envir onment,and the ele ments distributi on and diffusi on at the scale/substrate interface.The for mati on of cracks in the scale and the fall off of the non-compact scale are the main p r oble m at the failure behavi or of stainless steel oxidati on scale.Key words:austenitic stainless steel;super high te mperature;oxidati on scale;failure behavi or。
奥氏体不锈钢的腐蚀机理研究作者：郭新刚宋鹏涛王永宁来源：《科技创新与应用》2013年第17期摘要：文章研究分析了奥氏体不锈钢的耐腐蚀机理和腐蚀机理，包括不锈钢的钝化膜理论、稳定元素理论、应力腐蚀、点腐蚀、间隙腐蚀和晶间腐蚀。
同时，提出了在钟表行业中，防止奥氏体不锈钢腐蚀的措施。
关键词：奥氏体；不锈钢；耐腐蚀机理；腐蚀机理；防护措施1 引言不锈钢是指在大气、水、酸、碱、盐溶液或其它腐蚀介质中具有高度化学稳定性的合金钢的总称[1]。
但是不锈钢的耐腐蚀性能并不是绝对的，也是有条件的，是相对的[2]。
不锈钢包含一般不锈钢和耐酸钢，一般不锈钢指耐大气、蒸汽和水等弱介质腐蚀的钢，而耐酸钢指耐酸、碱、盐等化学浸蚀性介质腐蚀的钢。
一般不锈钢与耐酸钢在合金化程度上有较大的差异，一般不锈钢虽具有不锈性，但不一定耐酸，而耐酸不锈钢一般具有不锈性[3]。
不锈钢自20世纪初发明以来，以其独特的耐腐蚀性能，作为一种新型功能性材料、现代结构材料在现代工业和科技进步中，具有举足轻重的作用[4]。
不锈钢是用以制备具有抗腐蚀要求的设备等极其重要的金属材料[5]。
304和316型不锈钢具有高合金化、高纯化、高性能的特点，是镍基合金和钛的代用材料，广泛应用于石油化工、轻工业、医药、宇航以及海洋开发等工业部门，并取得了良好的效果[6-7]。
近些年来，304和316型不锈钢被广泛应用于钟表行业，尤其是腕表，主要做为表壳、表带、表扣等的重要材料，其性能的好坏，直接影响着手表的质量和品位，因此，研究不锈钢的腐蚀机理，对于指导不锈钢类手表产品的正确使用，具有一定的意义。
2 不锈钢的耐腐蚀机理不锈钢按组织结构，分为马氏体不锈钢、铁素体不锈钢、奥氏体不锈钢和双相不锈钢等。
304和316属于奥氏体不锈钢，奥氏体不锈钢有着优良的机械性能和耐腐蚀性能，是不锈钢中最重要的一类钢。
2.1 不锈钢的钝化膜理论[1]不锈钢耐腐蚀性的基本原因（机理）是钝化膜理论。
学号：1205101032计算机在材料中的应用奥氏体不锈钢层错能的理论研究姓名：徐敏专业：材料科学与工程二〇-六年-月摘要层错能是材料塑性变形中的重要本征参数，对材料的脆性-韧性转变有着重要影响。
常温下材料最常见的两种塑性变形方式是位错滑移和孪生，位错的滑移和孪生导致了滑移带和孪晶的产生。
虽然滑移带和孪晶引起晶格的畸变量较小，但是层错能的高低，尤其是本征层错能(γisf)和非稳定层错能(γus)，却影响着位错的形核、运动、束集、交滑移和分解。
降低材料的层错能有利于进-步激发位错的滑移和孪生，从而改善材料的力学性能。
N和Ni是奥氏体不锈钢中主要的合金化元素，对不锈钢的组织、性能有着重要影响。
尽管实验上己有不锈钢γisf的值，但是测量过程对实验设备要求很高，并且只能获得γisf，且实验测得的γisf偏差较大。
而计算材料科学的发展刚好弥补了实验上的不足，目前已经成功应用于A1、Fe、Cu、Ni等材料的层错能的研究。
本论文采用基于密度泛函理论的第-性原理，从原子层次上研究了Ni对奥氏体不锈钢层错能的影响。
主要研究内容如下:（1）研究了Ni对奥氏体不锈钢稳定性的影响。
结果表明Ni固溶后都能够提高奥氏体不锈钢的稳定性，Ni的占位对于奥氏体不锈钢的稳定性影响不明显。
（2）从电子层次上探索了Ni对于奥氏体不锈钢的影响:Ni固溶于奥氏体不锈钢后改善了Fe和Cr原子周围的电荷分布，加强了Cr原子和Fe原子之间的成键能力（3）研究了Ni对奥氏体不锈钢γus、γisf的影响:Ni含量的增加，提高了位错滑移所需克服的势垒，增加了位错滑移的难度关键词:奥氏体不锈钢，层错能，镍，第-性原理1.Cr在奥氏体不锈钢中的作用Cr是奥氏体不锈钢中最主要的合金元素，奥氏体不锈钢耐蚀性的获得主要是由于Cr促进了钢的钝化并使钢保持稳定钝态的结果，但是不锈钢中的Cr含量高于12%时其耐腐蚀能力才比较优越，因此不锈钢中的Cr含量都大于12%。
３０４奥氏体不锈钢冷加工硬化的研究王斯琦（工程技术大学材料科学与工程学院１２３０００）摘要：室温条件下采用简单拉伸实验研究了３０４奥氏体不锈钢薄板的加工硬化规律与机理，组织分析结果表明：在室温条件下冷加工，形变过程中发生的组织结构变化产生的强化效应引起加工硬化，在观察到的形变组织结构中，应变诱发α－马氏体、∑－马氏体和形变孪晶对流变应力有明显的影响，是３０４奥氏体不锈钢这种低层错能面心立方结构合金具有较强的加工硬化能力的根本原因。
关键词：冷加工工艺，加工硬化，３０４奥氏体不锈钢，马氏体０前言３０４奥氏体不锈钢薄板是常用的冲压材料，该材料在冷加工过程中或冷加工完成以后，因显著的加工硬化和很高的残余应力，冲压制品极易开裂，成为实际生产中普遍存在的技术难题。
从微观角度看，该合金变形时，滑移面及晶界上产生大量位错，致使点阵产生畸变。
脆性的碳化物等被破碎，并沿流变方向分布。
形变量越大时，位错密度越高，应力及点阵畸变越严重，使金属变形抗力和硬度随变形而增加，塑性指标降低，产生明显的加工硬化现象。
当加工硬化达一定程度时，如继续形变，便有开裂或脆断的危险，其残余应力极易引起冲压制品自爆破裂，在环境气氛中，放置一段时间后，合金还会自动产生晶界开裂（通常称为“季裂”）。
加工硬化是研究金属力学性能的重要课题之一。
通过研究３０４奥氏体不锈钢薄板在外应力作用下的形变过程及机理，了解各种外因素对形变的影响，不仅对制定塑性加工工艺、分析和控制加工件的质量是十分必要的，而且对了解该材料的力学性能、合理使用该材料、提高其性能、挖掘其应用潜力等都具有重要意义。
在实际生产中，不管是消除残余应力还是使材料软化，对于不锈钢多工序冲压必须进行工序间的软化退火（即中间退火），以消除应力、降低硬度、恢复塑工。
因此，研究３０４奥氏体不锈钢薄板的加工硬化性，方能进行下一道加]21[及退火软化不仅具有明显的实际意义，而且具有十分重要的理论意义。
１３０４奥氏体不锈钢材料奥氏体不锈钢根据奥氏体的稳定性可分为两类，即稳态和亚稳态奥氏体不锈钢。
封面摘要：奥氏体不锈钢，是指在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。
碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。
它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。
其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc＝0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。
奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。
奥氏体塑性好，是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。
那为什么在室温这种低温环境下也可得到奥氏体组织呢？原因就在于奥氏体不锈钢含有大量使奥氏体区扩大的合金元素Ni，而镍抑制铁素体的产生，从而使得在室温下钢的金相组织成为奥氏体组织。
此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。
此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu 等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。
此类钢中的含碳量若低于0.03%或含Ti、Ni，就可显著提高其耐晶间腐蚀性能。
高硅的奥氏体不锈钢浓硝酸具有良好的耐蚀性。
由于奥氏体不锈钢具有全面的和良好的综合性能，在各行各业中获得了广泛的应用。
本文主要介绍奥氏体不锈钢在不同腐蚀介质中易发生的局部腐蚀类型、腐蚀机理与控制腐蚀的方法。
关键词：奥氏体不锈钢腐蚀介质腐蚀机理前言奥氏体铬镍不锈钢包括著名的18Cr-8Ni钢和在此基础上增加Cr、Ni含量并加入Mo、Cu、Si、Nb、Ti等元素发展起来的高Cr-Ni系列钢。
奥氏体不锈钢无磁性而且具有高韧性和塑性，但强度较低，不可能通过相变使之强化，仅能通过冷加工进行强化，如加入S，Ca，Se，Te等元素，则具有良好的易切削性。
奥氏体不锈钢的机械性能表20℃温度下高合金奥氏体不锈钢的机械性能高温下高合金奥氏体不锈钢的强度(Rp0.2MPa)。
铁素体不锈钢，在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。
含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。
多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。
这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。
学号：1205101032计算机在材料中的应用奥氏体不锈钢层错能的理论研究姓名：徐敏专业：材料科学与工程二〇-六年-月摘要层错能是材料塑性变形中的重要本征参数，对材料的脆性-韧性转变有着重要影响。
常温下材料最常见的两种塑性变形方式是位错滑移和孪生，位错的滑移和孪生导致了滑移带和孪晶的产生。
虽然滑移带和孪晶引起晶格的畸变量较小，但是层错能的高低，尤其是本征层错能(γisf)和非稳定层错能(γus)，却影响着位错的形核、运动、束集、交滑移和分解。
降低材料的层错能有利于进-步激发位错的滑移和孪生，从而改善材料的力学性能。
N和Ni是奥氏体不锈钢中主要的合金化元素，对不锈钢的组织、性能有着重要影响。
尽管实验上己有不锈钢γisf的值，但是测量过程对实验设备要求很高，并且只能获得γisf，且实验测得的γisf偏差较大。
而计算材料科学的发展刚好弥补了实验上的不足，目前已经成功应用于A1、Fe、Cu、Ni等材料的层错能的研究。
本论文采用基于密度泛函理论的第-性原理，从原子层次上研究了Ni对奥氏体不锈钢层错能的影响。
主要研究内容如下:（1）研究了Ni对奥氏体不锈钢稳定性的影响。
结果表明Ni固溶后都能够提高奥氏体不锈钢的稳定性，Ni的占位对于奥氏体不锈钢的稳定性影响不明显。
（2）从电子层次上探索了Ni对于奥氏体不锈钢的影响:Ni固溶于奥氏体不锈钢后改善了Fe和Cr原子周围的电荷分布，加强了Cr原子和Fe原子之间的成键能力（3）研究了Ni对奥氏体不锈钢γus、γisf的影响:Ni含量的增加，提高了位错滑移所需克服的势垒，增加了位错滑移的难度关键词:奥氏体不锈钢，层错能，镍，第-性原理1.Cr在奥氏体不锈钢中的作用Cr是奥氏体不锈钢中最主要的合金元素，奥氏体不锈钢耐蚀性的获得主要是由于Cr促进了钢的钝化并使钢保持稳定钝态的结果，但是不锈钢中的Cr含量高于12%时其耐腐蚀能力才比较优越，因此不锈钢中的Cr含量都大于12%。
学号：1205101032计算机在材料中的应用奥氏体不锈钢层错能的理论研究姓名：徐敏专业：材料科学与工程二〇-六年-月摘要层错能是材料塑性变形中的重要本征参数，对材料的脆性-韧性转变有着重要影响。
常温下材料最常见的两种塑性变形方式是位错滑移和孪生，位错的滑移和孪生导致了滑移带和孪晶的产生。
虽然滑移带和孪晶引起晶格的畸变量较小，但是层错能的高低，尤其是本征层错能(γisf)和非稳定层错能(γus)，却影响着位错的形核、运动、束集、交滑移和分解。
降低材料的层错能有利于进-步激发位错的滑移和孪生，从而改善材料的力学性能。
N和Ni是奥氏体不锈钢中主要的合金化元素，对不锈钢的组织、性能有着重要影响。
尽管实验上己有不锈钢γisf的值，但是测量过程对实验设备要求很高，并且只能获得γisf，且实验测得的γisf偏差较大。
而计算材料科学的发展刚好弥补了实验上的不足，目前已经成功应用于A1、Fe、Cu、Ni等材料的层错能的研究。
本论文采用基于密度泛函理论的第-性原理，从原子层次上研究了Ni对奥氏体不锈钢层错能的影响。
主要研究内容如下:（1）研究了Ni对奥氏体不锈钢稳定性的影响。
结果表明Ni固溶后都能够提高奥氏体不锈钢的稳定性，Ni的占位对于奥氏体不锈钢的稳定性影响不明显。
（2）从电子层次上探索了Ni对于奥氏体不锈钢的影响:Ni固溶于奥氏体不锈钢后改善了Fe和Cr原子周围的电荷分布，加强了Cr原子和Fe原子之间的成键能力（3）研究了Ni对奥氏体不锈钢γus、γisf的影响:Ni含量的增加，提高了位错滑移所需克服的势垒，增加了位错滑移的难度关键词:奥氏体不锈钢，层错能，镍，第-性原理1.Cr在奥氏体不锈钢中的作用Cr是奥氏体不锈钢中最主要的合金元素，奥氏体不锈钢耐蚀性的获得主要是由于Cr促进了钢的钝化并使钢保持稳定钝态的结果，但是不锈钢中的Cr含量高于12%时其耐腐蚀能力才比较优越，因此不锈钢中的Cr含量都大于12%。
C:的耐蚀性主要表现为:Cr提高钢的耐氧化性介质和酸性氯化物介质的性能，在Ni以及Mo和Cu复合作用下Cr提高不锈钢耐某些还原性介质如有机酸，尿素和碱介质的腐蚀性能；Cr还提高钢耐局部腐蚀性能，比如晶间腐蚀、点腐蚀。
缝隙腐蚀等。
图1-2是钢中的Cr含量对耐硝酸(32%)腐蚀性能的影响。
图1-2Cr含量对钢耐硝酸(32%)腐蚀性能的影响[1].同时Cr还是稳定和扩大铁素体组织的元素，随着Cr的增加奥氏体不锈钢中可能出现铁素体组织，为了获得单-的奥氏体不锈钢，-般要求不锈钢中的Ni含量不能低于8%，常见的18-8是Cr-Ni配比最合适的不锈钢。
2.Ni在奥氏体不锈钢中的作用Ni对于奥氏体不锈钢的力学性能的影响主要表现在对奥氏体组织稳定性的影响方面。
在可能发生马氏体相变的Ni含量范围内，随着Ni的增加，钢的强度降低而塑性提高，韧性优良，因而常作为低温钢使用。
图1-3所示Ni的固溶可以改善不锈钢的韧性。
Ni还能有效改善不锈钢的冷加工硬化倾向，提高了冷加工成型能力，这主要是由于Ni的增加提高了奥氏体组织的稳定性，减少了马氏体的生成。
在奥氏体不锈钢中Ni的固溶提高了不锈钢的热力学稳定性，使不锈钢具有更好的不锈性和耐腐蚀能力，是提高奥氏体不锈钢耐许多介质穿晶腐蚀的唯-重要元素。
图1-3Ni对奥氏体不锈钢室温和低温力学性能影响[1]3.N在奥氏体不锈钢中的作用N和Ni-样是稳定和扩大奥氏体的元素，它形成奥氏体的能力要比C的强，因此N可以部分的替代Ni用在对钢铁力学性能要求不太高的领域。
N在奥氏体不锈钢中能够抑制马氏体的产生，使组织更为单纯。
N作为间隙原子固溶在不锈钢中能够对基体产生很好的固溶强化作用显著提高不锈钢的强度，实验表明(图1-4)每加入0.1%的N可使奥氏体不锈钢的室温强度提高约60-100MPa，但是N 在提高不锈钢强度的同时对于塑韧性的影响并不明显。
图中G。
:和Qb为屈服强度和抗拉强度，6和甲为伸长率和断面收缩率。
N还能够提高不锈钢的耐腐蚀性能尤其是点腐蚀和缝隙腐蚀非常显著，研究表明N能够强化Cr，Mo等元素在不锈钢中的耐蚀作用，而Cr，Mo的存在是改善不锈钢耐蚀性的前提。
N还可降低奥氏体不锈钢的冷加工硬化倾向，这主要是由于奥氏体稳定性增大以至消除了冷加工过程中的马氏体转变。
图1-4N对00Cr9Ni10钢室温力学性能的影响[1]4.MO在奥氏体不锈钢中的作用当奥氏体不锈钢无金属间化合物析出时Mo的加入对其室温下的力学性能影响不大。
但是Mo能够提高钢的高温强度，因此含MO不锈钢也常作为高温钢使用。
然而MO的加入使得不锈钢高温变形抗力增大，加之钢中常常析出少量变形能力差的6相这样就导致了含Mo不锈钢的热加工性差。
因此含Mo奥氏体不锈钢的生产制造过程-定要注意防止金属间化合物的产生。
Mo和Cr-样是形成、稳定和扩大铁素体相区的元素。
Mo形成铁素体的能力与Cr相当，但MO能促进奥氏体不锈钢中生成对不锈钢的耐蚀性和力学性能不利的σ相，Ƙ相，1aveS相沉淀，这些沉淀可以钉扎位错，影响不锈钢的塑韧性。
解决的方法就是M。
增加的同时提高Ni、N、Mn等稳定奥氏体相元素的量[4]。
5.Ni对奥氏体不锈钢层错能的影响奥氏体不锈钢的主要成分是Fe、Cr、Ni，并且具有典型的面心立方结构(FCC)，同时还含有微量的Mn、Nb、MO、Ti、N等元素，这些元素对于改善奥氏体不锈钢的特性起到-定的作用。
奥氏体不锈钢由于具有良好的抗腐蚀性，高韧性和塑性等优良的加工性能在工业中得到广泛的应用[1]。
奥氏体不锈钢之所以具有良好的塑性和其Fcc结构以及低的层错能(SFE)有关。
SFE是材料塑性变形的-个重要参数，它决定了材料滑移的难易程度，影响着位错的形核、运动、束集、交滑移和分解，并且和材料的强度及蠕变相关[2-4]。
zhao[5]等发现降低材料SFE中的本征层错能γ-isf有利于进-步激发位错的滑移和孪生，从而改善材料的力学性能。
同-结构的奥氏体不锈钢，合金成分不同引起的SFE差别比较大，影响不锈钢的变形能力。
奥氏体不锈钢具有较低的屈服强度且伸长率良好。
材料的应力-应变曲线和位错的滑移、攀移、交滑移以及位错的钉扎有关。
SFE可以通过合金化的方式得到改变，事实上人们己经通过改变材料的SFE来改善材料的力学性能。
必须指出的是由于实验检测的难度，目前实验上得到的SFE的值偏差较大，因此理论计算已成为获取SFE信息的有效手段之-。
近年来EAM和MEAM方法己经应用于计算A1、cu、Ag的sFE。
但是和第-性原理相比EAM所得结果不够准确，因为层错间的作用是短程作用的，因此第-性原理对于研究sFE更为有效。
很多的金属，例如Mg[6]、A1、cu、Ag1[7]以及不锈钢[8-9]都是采用第-性原理得到的，并且计算得到的结果和实验值吻合的都比较的好。
6.奥氏体不锈钢的层错能6.1奥氏体不锈钢的稳定性及Cr、Ni占位分析奥氏体不锈钢中Cr的含量为17-23wt.%，Ni的含量8-28wt.%，表3-1给出了常见的三种奥氏体不锈钢的化学成分，从这三种常见的奥氏体不锈钢对应的牌号可以看出Cr的成分基本保持不变，主要的变化是Ni的含量。
为了保证计算的可靠性，首先从实验中[15]找到了赞Fe原子占位(图3-1a)并用Materia1sstudi。
软件构建了γ-Fe单胞，同时用该软件中的超晶胞方法构建了γ-Fe的2*3*1超晶胞(图3-1b)，然后分别采用GGA和1DA两种不同的近似方法对赞Fe单胞和Y-Fe2x3x1的超晶胞进行了结构优化，从表3-2的结果来看，1DA 计算得到的晶格常数为3.385A，这要比GGA得到的晶格常数(3.47A左右)小，其中GGA-Wg1得到的结果(3.479A)和实验值(3.654人)吻合的最好。
因此后续在计算奥氏体不锈钢的稳定性以及SFE时采用的是GGA-PW91近似。
这样就使得计算结果与实验更趋于-致，也使得计算结果具有更高的可信度。
表3-1常见奥氏体不锈钢的主要化学成分钢号牌号C r N i M n M0 AISI-304 0Cr18Ni9 17-19 8-10 0-2 －AISI-305 1Cr18Ni12 17-19 10-13 0-2 －AISI-904 0Cr20Ni25Mo5Cu2 19-23 23-23 0-2 4-5图3-1γ-Fe(a)，γ-Fe24原子超晶胞(b)，Fe17Cr5Ni2(c)结构模型图在图3-1b的基础上又构建了奥氏体不锈钢的结构模型:用2个Ni置换了3-1b中的Fe，这2个Fe原子分别是顶点上和超晶胞中心位置的，用5个Cr置换3-1b 中的Fe，Cr力求均匀分布，结果得到图3-Ic。
采用GGA-PWg1计算了图3-1b和3-1c两种不同结构的总能量，计算结果列于表3-3中。
从中可以看出没有固溶Ni、C:前(图3-1b)的总能量是-28250eV，而加入Ni、Cr(图3-1c)后的能量是-29656eV，固溶Ni、C:后可以明显降低Y-Fe的能量，因此Ni、cr能够起到稳定Y-Fe的作用。
图3-2奥氏体不锈钢Fe19-x cr5N ix(x=2，3，4，5，6)完整结构模型图7.Ni含量对奥氏体不锈钢电子特性的影响7.1电荷密度为了更直观地理解Cr、Ni固溶于奥氏体不锈钢后对电荷密度的影响，图3-16画出了Fe17Cr5Ni2在(211)面上的面电荷密度。
图3-17是(111)面上的电荷密度图。
从图3-16可以清楚地看到:合金元素Cr、Ni固溶于奥氏体不锈钢后，C:原子和Fe 原子之间的电荷密度比Ni原子和Fe原子之间的略微密，Ni原子和Fe原子之间和两个Fe原子之间的电荷密度几乎没发生变化。
这说明Cr、Ni原子置换Fe原子后，Cr原子和Fe原子之间的结合能力强于Ni原子和Fe原子之间的结合能力。
但是Ni原子置换Fe原子之后Fe原子和Cr原子周围的电荷密度增多，因此Ni 的加入能促进了Cr原子和Fe原子之间的成键。
同时还可以看出Fe-Cr，Fe-i之间基本上都是成离子键，Fe-Cr之间有少量的共价键成分。
从电荷密度图可以看出Cr对于奥氏体不锈钢的影响要大于Ni的，与前文所述-致。
从图3-17也可以看出在(111)面上Ni-Fe间的结合略比Fe-Fe间的结合要强，但是这两者之间的电荷密度差别不是很明显。
图3-16(a)Fe17Cr5Ni2(211)面上的电荷密度，(b)Fe19Cr5(211)面上的电荷密度图3-17(a)(e)是Fe17Cr5Ni2(111)面上的电荷密度,(b)Fe19Cr5(111)面上的电荷密度结论主要探讨了奥氏体不锈钢Fe19-xCr5Ni x(X=2，3，4，5，6)的GSFE，Ni、Cr不同占位的稳定性和对γu s、γisf、γus/γisf的影响，从电子层次上分析了Ni对于奥氏体不锈钢的影响，得出以下几点结论：1.Ni、Cr固溶于势Fe后都能使奥氏体不锈钢的稳定性得到提高，且随着Ni 含量的增加，奥氏体不锈钢的结合能从-6.seV/atom降低到-7.9eV/atom，提高了奥氏体不锈钢的稳定性，Ni、Cr处于基体内或层错区域对稳定性影响不大，另外Ni固溶于奥氏体不锈钢后有利于改善Fe原子和C:原子周围的电荷分布，加强了Cr原子和Fe原子之间的成键能力;2.随着Ni含量的增加位错沿[112]力和[211]功滑移所需克服的势垒由348mJ/m2提高到1181mJ/m2，增加了全位错分解成两个不全位错的难度;3.随着Ni含量的增加，γus和γisf也相应的增大，即形成层错所要克服的势垒增大了，因此层错也就难以形成，奥氏体不锈钢不容易变形，随着Ni含量的增加γus/γisf有减缓的趋势，但只是从6.12减小到5.48，降低的幅度很小。
