30Cr3Si2Mn2NiNb钢中未溶相的热力学计算及分析.pdf

　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中未溶相的热力学计算及分析　　　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中未溶相的　热力学计算及分析　　　　　ＴｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃＣａｌｃｕｌａｔｉｏｎａｎｄＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ　　　　　ＡｎａｌｙｓｉｓｏｎＵｎｄｉｓｓｏｌｖｅｄＰｈａｓｅｓｏｆ　　　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂＳｔｅｅｌ路　　　　　　　　　　妍。，王军华。，苏杰。，丁雅丽，杨卓越，谢刚　　　　　　　　　　　　　　　（１昆明理工大学冶金与能源工程学院，昆明６５００９３；２钢铁研究总院　　　　　　结构材料研究所，北京１０００８１；３河南省工业学校机电系，郑州４５００５３）　　　　　—　　　　　　—　　　ＬＵＹａｎ，ＷＡＮＧＪｕｎｈｕａ。，ＳＵＪｉｅ，ＤＩＮＧＹａｌｉ，ＹＡＮＧＺｈｕｏｙｕｅ，ＸＩＥＧａｎｇ　　　　　　　　　　　　（１ＦａｃｕｌｔｙｏｆＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＥｎｅｒｇｙＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＫｕｎｍｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ　　　　　　　　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｋｕｎｍｉｎｇ６５００９３，Ｃｈｉｎａ；２ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｆｏｒＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｃｅｎｔｒａｌ　　　　　　　　　　　　ＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｂｅｉｉｉｎｇ１０００８１，Ｃｈｉｎａ；３ＤｅｐａｒｔｍｅｎｔｏｆＥｌｅｃｔｒｉｃａｌ　　　　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＨｅｎａｎＩｎｄｕｓｔｒｉａｌＳｃｈｏｏｌ，Ｚｈｅｎｇｚｈｏｕ４５００５３，Ｃｈｉｎａ）　　—　　　　　　摘要：采用ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ热力学软件模拟了３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢奥氏体化时平衡相的演化规律以及非平衡态相的演化　　　　　　　　　　　　规律，研究了合金元素Ｃ，Ｍｏ，Ｎｂ和Ｖ对实验钢中未溶相的影响。通过ＳＥＭ，ＸＲＤ对３０ＣｒＳＳｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢淬火态组织　　　　　　　　　　　　　　　　进行实验观察及分析。结果表明：常规奥氏体化处理后，钢中未溶相主要有富Ｎｂ的ＭＣ相及富Ｍｏ的Ｍｓｃ相；当奥氏　　　　　　　　　　　体化温度高于９５０￣Ｃ时，Ｍ。ｃ相完全溶解，ＭＣ相显著减少；３Ｏｃｒ３ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢适宜的奥氏体化温度为９５０～１０００￣Ｃ。　　　　　　　　　计算结果指出，Ｃ，Ｎｂ抑制ＭＣ未溶相的溶解，Ｖ，Ｍｏ促进ＭＣ未溶相的溶解。　　　　关键词：３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢；热力学计算；未溶相　　　中图分类号：ＴＧ１４２．１　　文献标识码：Ａ　　———　文章编号：１００１４３８１（２０１１）０９０００１０５　　　　　—　　　　　　—　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｐｈａｓｅｓａｎｄｎｏｎｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｐｈａｓｅｓｉｎ３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅ１ｄｕｒ　　　　　—　　　　　　　　　　ｉｎｇａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｗａｓｓｉｍｕｌａｔｅｄｖｉａＴｈｅｒｍｏＣａｌｃｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｓｏｆｔｗａｒｅ．ＥｆｆｅｃｔｏｆＣ，Ｍｏ，ＮｂａｎｄＶ　　　　　　　　　　　　　　　　　ｏｎｕｎｄｉＳＳｏｌｖｅｄｐｈａｓｅｓｉｎｓｔｅｅｌｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ．ＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｎａｌｙｓｉｓｗａｓｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｂｙＳＥＭａｎｄＸＲＤ　　　　—　　　　　　　　　　　—　ｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆａｓｑｕｅｎｃｈｅｄ３ＯＣｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅ１．ＲｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｒｅａｒｅＭｏｅｎｒｉｃｈｅｄ　　　　　—　　　　　　　　　℃　　　　　　　—　ＭＣａｎｄＮｂｅｎｒｉｃｈｅｄＭＣｐｈａｓｅｓｉｎｓｔｅｅｌａｆｔｅｒａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｂｅｌｏｗ９５０，ａｎｄＭＣｐｈａｓｅｓａｒｅｄｒａｍａｔ　　　　　　　　　　　℃　　　　—　ｉｃａｌｌｙｒｅｄｕｃｅｄｗｈｉｌｅＭ６Ｃｐｈａｓｅｓａｒｅａｌｍｏｓｔｌｙｄｉｓｓｏｌｖｅｄａｂｏｖｅ９５０．Ｔｈｅｐｒｏｐｅｒａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｔｅｍｐｅｒ　　　　　　—℃　　　　　　　　　ａｔｕｒｅｏｆ３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅｌｉｓ９５０１０００．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｏｆｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔＣ，Ｎｂｒｅｔａｒｄ　　　　　　　　　　　　ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎｏｆＭＣｐｈａｓｅｗｈｉｌｅＶ，Ｍｏｐｒｏｍｏｔｔｈｅｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ．　　　　　　　Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：３ＯＣｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅｌ；ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ；ｕｎｄｉｓｓｏｌｖｅｄｐｈａｓｅ　　　　　　　　　　　　粗大的未溶相不仅导致微合金元素的实际加入量　　　　　　　　　　　　　　　　　　过高而被浪费，有时还会产生有害作用。粗大的未溶　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　碳化物的存在会影响钢铁材料的断裂韧性和冲击性　　　能，降低其使用寿命，影响其服役安全Ｌ１］。而碳化物的　　　充分溶解，使得碳化物形成元素能在后期的回火过程　　中以较小的尺寸析出，才能使热加工及热处理工艺充　　　分发挥其重要作用，因此可提高微观组织的均匀化程　　　　　度。２Ｏ世纪８Ｏ年代初，Ａｇｒｅｎ＿２等人采用数值计算的　　　　　　　　　　　　　　　　　　方法模拟钢中碳化物的析出与溶解过程，并通过实验　　　进行了验证，提出借助数值计算来分析微观结构变化　　　　　　　　　　　　　—　规律的思路。近年来，基于相图计算开发了Ｔｈｅｒｍｏ　Ｃａｌｃ软件口］，可用于定性定量分析计算各种温度下钢　　—　　—　中碳化物的变化。ＬｉｕＺｉｋｕｉ＿４等人采用ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ　　　℃　软件模拟了Ｆｅ一２．０６Ｃｒ一３．９１Ｃ合金体系在９１０时渗　　　　　碳体的溶解变化过程，发现模拟曲线与实验值基本吻　　　　　　　合；运用相同的方法，Ｂｊａｒｂｏ＿５］研究了１２９／６（质量分数，　℃　　　　　下同）Ｃｒ钢在７５０下回火５ｈ，基体中复杂碳化物的　　　　变化情况，通过模拟预测回火过程中的碳化物变化，与　　—　　实验结果完全相符；ＡｎｄｅｒｓｓｏｎＪＯｌ＿６等人在设计新型　　—　高性能轴承钢时，模拟计算出Ｆｅ一４Ｃｒ一４Ｍｏ一２Ｖ一４．５Ｎｉ　　／　２　　　材料工程／２０１１年９期　　　　　　　　　　　　２．５Ｃｏ钢的等温截面图，由图得出ＭＣ碳化物溶解温　℃　　　　　　　　　　度在１０９０之上，为制定合适的工艺提供了依据；　　　　　　　　　　　　　　Ｇ．Ｃ．Ｃｏｅｌｈｏ等人模拟了不同含Ｎｂ量高速钢的相　　　　　　图，得到合金元素对ＭＣ相的影响规律；胡ｆｌ，彬＿８等人　　　—　在Ｈ１１钢的基础上，利用ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ软件分析合金　　　　　　　　　　　　　　　　　元素对碳化物的影响，设计了一种新型热作模具钢。　　　　超高强度钢析出相热力学计算的研究也很多，但大多　　　　针对马氏体时效钢ｌ９，低合金超高强度钢中未溶相　　　　　　　　　　　的变化趋势尚不明确，本工作采用热力学计算方法，计　　　　　　　　　　　算了３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢奥氏体化处理时可能存在　　　的未溶相及其演化规律；探讨奥氏体化温度及合金元　　　　　　素对未溶相的影响规律。　　　１材料及实验方法　　　１．１实验材料　　　　　　　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢采用高纯化熔炼技术，经　　　　　　　　　　　　　　　２５ｋｇ真空感应炉熔炼锻造成棒材。实验钢合金成分　　　　　　　　　　如下（质量分数／）：０．２８Ｃ，２．０２Ｍｎ，１．２３Ｎｉ，２．６４　　　　　　　　Ｃｒ，１．９８Ｓｉ，０．６１Ｍｏ，０．０２８Ｎｂ，０．０６０Ｖ，０．０６５Ａ１，　　　　　０．００４Ｓ，０．００１５Ｐ，Ｆｅ余量。　　　　１．２实验方法　℃　选取实验钢（８５０～１１５０）×　　　１ｈ奥氏体化处理　　　　的淬火态试样，采用电解萃取法分离未溶碳化物相，　　　　　　　　　　　　　　　　　电解溶液：１四钾基氯化铵＋１０乙酰丙酮的甲醇　　　　　　　　　　　　　溶液，电流密度：０．０５Ａ／ｃｍ，电解温度：一５～一℃　　　　　　　　　　　　　　１０，分离后采用Ｘ射线衍射法（ＸＲＤ）进行相的　　　　　　　　　　　　　　定性分析。微观组织分析采用Ｓ一４３００冷场发射扫描＼　　皇　２　兽　　扫　器　　　　电子显微镜。　　　　１．３计算方法　　—　　　　　　　　　　采用ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ热力学软件，选择Ｆｅ基合金　℃　数据库（ＴＣＦＥ３）进行模拟计算。以摄氏温度（）为　　　　　　基准，各组元按照质量分数输入，合金体系为１ｔｏｏｌ。　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　平衡状态下，对数据库中所存在的相不加任何限制　　　　条件。计算３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中可能存在的平衡　　　相，平衡相含量及其合金元素随温度的变化规律。　　　　　　　　　　　　　—　非平衡态计算，设置相状态为悬挂状态（Ｓｕｓｐｅｎ　ｄｅｄ），计算非平衡态可能存在的相。设置相状态为休　　　　　　眠状态（Ｄｏｒｍａｎｔ），选取常数Ｒ一８．３１４，建立函数　（Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）和函数平台（Ｔａｂｌｅ），得到非平衡态可能存　　　　　　　　　　　　　在相的驱动力及其随温度的变化趋势。此时，系统处　　　　于非完全平衡态。　　２结果与分析　　　　２．１热力学平衡相　　　　通过Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ热力学平衡计算３ＯＣｒ３Ｓｉ２ＭｒＬ２ＮｉＮｂ　　　　　　　　　　　　　　　钢奥氏体化处理过程中，可能存在的平衡相为ａ相、７　　　　　　　　　　　相、ＭＣ相、Ｍ。。Ｃ相和ＭＣ。相（图１（ａ）），高于　　　　　８００。Ｃ，基体相为了相，达到完全奥氏体化。图１（ｂ）表　　　≤℃　　　　　　　　　明，较低温度（８００）时，平衡相ＭＣ仍处于析出阶　℃　段，提高温度（＞８００），钢的高温组织处于奥氏体化　　　　　　　　　　　℃　　　　　阶段，平衡相ＭＣ开始大量溶解。８５０奥氏体化处　　　　　　　　理时，钢的基体了相中，存在约０．１２未溶的ＭＣ相，　　　　　　　　　　℃　　随着奥氏体化温度的升高，ＭＣ相逐渐减少，１２３０以　　　　　　上将完全溶解于基体中。　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，　　　　　　　　　图１３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢温度与平衡相含量的关系（ａ）平衡相含量的变化；（ｂ）ＭＣ含量的变化　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．１Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｐｈａｓｅｓｃｏｎｔｅｎｔｉｎ３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅｌｓ　　　　　　—　（ａ）ｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｐｈａｓｅ；（ｂ）ｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆＭＣｃｏｎｔｅｎｔ　　　　从实验结果来看，在较低奥氏体化温度（９００Ｃ），　　　　　　　　　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中未溶相为富Ｎｂ的ＭＣ相及　　　　　　℃　富Ｍｏ的Ｍｃ相（图２）。当奥氏体化温度为９５０　　　　　　　　　　　　　　时，钢中未溶相为富Ｎｂ的ＭＣ相（图３），说明钢中　　　Ｍ。Ｃ相完全溶解的温度范围为９００～９５ｏ￣Ｃ。而计算　　　　℃　　　　　　　　结果（图１（ｂ））表明，８５Ｏ时，基体７相中仅存在未溶　４　　　材料工程／２０１１年９期　　　　　　　　　　　　Ｎｏｔｅ：Ｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，Ｎｂｃｏｎｔｅｎｔｓｉｎｃｒｅａｓｅｇｒａｄｕａｌｉｙｉｎ７ｐｈａｓｅ　．　１２５０　１２４９　１２４８　１２４７　１２４６　１２４５　１２４４　１２４３　１２４２　１２４１　２４　　　　ＭａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎＯｆＣ／％　　　ＭａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎｏｆＶ／％　　　ＭａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎｏｆＮｂ／％　　　Ｍａｓｓ行ａｃｔｉｏｎｏｆＭｏ／％　　　　　　图４合金元素对ＭＣ相固溶温度的影响（ａ）Ｃ；（ｂ）Ｎｂ；（ｃ）Ｖ；（ｄ）Ｍｏ　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．４ＥｆｆｅｃｔｓｏｆａｌｌｏｙｓｃｏｎｔｅｎｔｏｎｄｉｓｓｏｌｖｅｄｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｆＭＣｐｈａｓｅ　　　（ａ）Ｃ；（ｂ）Ｎｂ；（ｃ）Ｖ；（ｄ）Ｍｏ　　２．３驱动力的计算　　热处理过程中由于加热温度、保温时间、淬火速率　　等外界因素的影响，并非理想的平衡态，因此计算相驱　℃　　　动力进行动力学解释。８５０时，平衡相为７，ＭＣ，设　　　置ＭＣ相状态为休眠状态（Ｄｏｒｍａｎｔ），其余平衡相状　态为悬挂状态（Ｓｕｓｐｅｎｄｅｄ），计算非平衡态可能存在的　　　　　相为ＭＣ，ＭＣ。表２为实验钢中非平衡态可能存在　　　　　相的驱动力。由表２可知，ＭＣ相的驱动力为正，随着　　　　表２３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中平衡相驱动力的热力学计算　　　　　　　Ｔａｂｌｅ２Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｏｆｄｒｉｖｉｎｇ　　　　　　　ｆｏｒｃｅｓｏｆｐｈａｓｅｓｉｎ３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅｌ　　　　　温度的升高，驱动力降低；８５０～９ｏ０￣Ｃ，ＭＣ相的驱动　　　　＼ａＪＢＪ０ｑｇ。Ｊ＿　　　＼暑ＢＪＱＱＩＩＩ。Ｌ　∞　　＼２三瘩Ｑ吕３＿Ｌ　∞　　Ｊｎ吾Ｑ昌　　３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中未溶相的热力学计算及分析　５　　　℃　　　　　　　　　　力为正，９５０时，Ｍ。Ｃ相的驱动力为负，表明Ｍ。Ｃ相℃　　　　　　　　９５０时完全溶解，与实验结果相符。　　　　图５为非平衡态钢中可能存在相的驱动力模拟曲　　　　　　　线。随温度的升高，ＭＣ相、Ｍ。ｃ相的驱动力均降低，　　　　　　　　　　　　　　ＭＣ相、ＭＣ相大量溶解于基体中（图１（ｂ），图２，图℃　　　　　　　℃　　　３），９３０左右，ＭＣ相完全溶解，１３５０左右，ＭＣ相　　　　　　　　完全溶解，与实验结果相符。　　０　吕‘　一　＼　　盘　ｏＤ　量　　》　０一　　　＼＼　　＼。　　＼’　　　＼＼　　＼　　＼——～——～　　二　　＿●　●　●　　　　　　　图５３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中相的驱动力　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．５Ｄｒｉｖｉｎｇｆｏｒｃｅｓｏｆｐｈａｓｅｓｉｎ３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂｓｔｅｅｌ　　　３讨论及分析　　　　　鉴于动力学以及外界条件的原因，３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ　　　钢在整个热处理过程中并非处于完全平衡态，因而其　　　相变过程并不单一，实际淬火冷却过程中，未溶相的变　　　　　　　　　　化也很复杂。完全平衡态下，计算３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ　　　　钢中可能存在的未溶相以及相的质量分数，热力学计　　算结果必然与实验分析结果有所偏差，但是结合非平　　　　衡态热力学计算，发现计算结果和实验结果符合良好。　　　相的驱动力作为重要的基础热力学参数，从非平衡态　　　　　　　　　　　　　　说明了钢中各相之间析出以及溶解的相互影响。驱动　　力为正表明该相有形成的趋势，驱动力越大，对应平衡　　　　　　相越容易析出，并且往往首先形成，然后富集其他元　素。反之驱动力为负时表明该相还没有来得及析出或　　　　　　者已经完全溶解。对比计算与实验结果发现，（Ｎｂ，　　　　　　　　　　　　　　　　　　Ｖ）Ｃ形成热大，驱动力高，因而首先析出，并难以溶　　　　　　　　　　　　　　　　解。除了驱动力对相析出及溶解的影响，相中合金成　　　　　　　　　　　　分在钢中的扩散速率对未溶相的影响也很大。　　　低合金超高强度钢奥氏体化过程中，未溶相的热　　—　　力学计算，可以选用ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ热力学软件中的多　　　　　　种数据库，除了常规的Ｆｅ基数据库，文献１－９］指出，马　　氏体钢中平衡相的热力学计算可以采用Ｋａｕｆｍａｎ数　　　　　　　据库，另外，ＰＢＩＮ数据库口作为Ｆｅ基数据库的更新　　　　数据库，对于合金钢也比较适合。　　　　综合考虑实际应用中可能的动力学条件、实际淬　　　火冷却速率等的影响，平衡态热力学计算具有一定的　　　　　　　　　　　　　　局限性，但是节省了大量的实验时间以及实验材料，热　　力学计算具有很大的参考价值，建议计算中结合非平　　　　　　衡态以及动力学计算。　　　４结论　　　　（１）３０ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢常规奥氏体化处理时，　　　　　未溶相主要为富Ｎｂ的ＭＣ相和富Ｍｏ的Ｍ。Ｃ相。　　　　　　　　　　　　　　　　（２）计算结果表明，当奥氏体化温度升高到℃　　　　　　　　　　　　　　　　９３０，Ｍ。Ｃ相基本完全溶解，同时ＭＣ相显著减少，　　　　　　　　℃　　　　　　　　奥氏体化温度高于９５０时，ＭＣ相极少，仅为　　　　　　　　　　　　０．０５，与实验结果相符；３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢适宜　℃　的奥氏体化温度为９５０～１０００。　　　　　（３）３０Ｃｒ３Ｓｉ２Ｍｎ２ＮｉＮｂ钢中Ｃ，Ｎｂ含量对ＭＣ相　　　　的溶解影响最大，其次为Ｍｏ，Ｖ；Ｃ，Ｎｂ显著抑制ＭＣ　　　　　　溶解，Ｖ，Ｍｏ促进ＭＣ溶解。　　　参考文献　　　　　　　—　［１］ＹＯＵＮＧＢＬＯＯＤＪＩ，ＲＡＧＨＡＶＡＮＭ．Ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎｏｆｍｉｃｒｏ　　　　　　—　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｗｉｔｈｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ３００Ｍｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒ　　　—　　ｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，１９７７，８Ａ（９）：１４３９１４４８．　　　　　　　　　　［２］ＡＧＲＥＮＪ．Ｃｏｍｐｕｔｅｒｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｄｉｆｆｕｓｉｏｎｒｅａｃｔｉｏｎｉｎｃｏｍｐｌｅｘ　—　［Ｊ］．ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９２，３２（３）：２９１２９６．　　　　　—　［３］ＡＮＤＥＲＳＳＯＮＪ－Ｏ，ＴＨＯＭＡＳＨＥＬＡＮＤＥＲ，ＬＡＲＳＨＤＧＨ　　—　　　　ＭＡ。ｅｔａＬＴＨＥＲＭＯＣＡＬＣ＆ＤＩＣＴＲＡ，ｃｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌｔｏｏｌｓ　　—　ｆｏｒｍａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅ［Ｊ］．Ｃａｌｐｈａｄ，２００２，２６（２）：２７３３１２．　　　—　　　　［４３ＬＩＵＺｉｋｕｉ，ＬＡＲＳＨＯＧＬＵＮＤ，ＢＪＯＲＮＪＯＮＳＳＯＮ，ｅｔａ１．Ａｎ　　　　　　　　　ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｎｄｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌｓｔｕｄｙｏｆｃｅｍｅｎｔｉｔｅｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎｉｎａｎ——　　　　ＦｅＣｒＣａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎＡ，１９９１，２２Ａ（８）：—　　１７４５１７５２．　　　　　［５］ＡＮＤＥＲＳＢＪＡＲＢＯ，ＭＡＴＳＨＡＴＴＥＳＴＲＡＮＤ．Ｃｏｍｐｌｅｘｃａｒｂｉｄｅ　　　　　　　　　　ｇｒｏｗｔｈ，ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｃｏａｒｓｅｎｉｎｇｉｎａｍｏｄｉｆｉｅｄ１２ｐｅｔｃｈｒｏｍｉｕｍ—　　　　　　ｓｔｅｅｌａｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｎｄｔｈｅｏｒｅｔｉｃａｌｓｔｕｄｙ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄ　　　　—　　ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，２００ｌ，３２Ａ（１）：１９２７．　　　　　　　　［６］ＡＮＤＥＲＳＳＯＮＪ－Ｏ，ＡＧＲＥＮＪ．Ｍｏｄｅｌｓｆｏｒｎｕｍｅｒｉｃａｌｔｒｅａｔｍｅｎｔ　　　　　　　　ｏｆｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔｄｉｆｆｕｓｉｏｎｉｎｓｉｍｐｌｅｐｈａｓｅ［Ｊ］．ＪＡｐｐｌＰｈｙｓ，—　　１９９２，７２（４）：１３５０１３５５．　　　　　　　　　ｒ７］ＣＯＥＬＨＯＧＣ，ＧＯＬＣＺＥＷＳＫＩＪＡ，ＦＩＳＣＨＭＥＩＳＴＥＲＨＦ．　　　——　—　　ＴｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｆｏｒＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄｓｔｅｅｌｓ　——　　　　—　ａｎｄｗｈｉｔｅｃａｓｔｉｒｏｎａｌｌｏｙｓＥＪ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓ　　—　　ａｃｔｉｏｎｓＡ，２００３，３４Ａ（９）：１７４９１７５８．　　　　　　　　　［８］胡心彬，李麟，吴晓春．新型热作模具钢的合金成分设计［Ｊ］．热处　—　理，２００４，１９（３）：２７３１．　　　　　　　—　［９］ＳＨＡＷ．Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｆｏｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｉｎｍａｒａｇ　　　　—　ｉｎｇｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０００，１６（１１—　　１２）：１４３４１４３６．　　　　　　　［１Ｏ］姜越．马氏体时效不锈钢高温析出相的热力学计算［Ｊ］．特殊钢，—　　２００７，２８（３）：３８４０．　　（下转第１９页）