搪瓷烧制工艺对210 MPa搪瓷钢组织性能的影响

研究了模拟搪瓷烧制工艺对210 MPa搪瓷钢微观组织特征和力学性能的影响规律。采用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪等对显微组织、第二相粒子及力学性能进行了分析研究。详细阐述了不同的烧搪工艺对试验钢微观组织演变及第二相粒子类型的影响规律,并对烧搪后的力学性能变化进行了分析。结果表明,试验钢最佳的搪烧温度应低于890 ℃才会保证搪烧后组织不会发生明显的粗化;随着搪烧温度升高,保温时间延长,搪瓷钢强度逐渐下降,塑性提高。     

退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织和性能的影响

通过扫描电镜、能谱仪、显微硬度计和拉伸实验研究了退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织及性能的影响。结果表明,在600℃退火时,组织处于回复阶段,几乎没有再结晶; 625℃保温5 min退火后,再结晶基本完成,组织中有大量渗碳体颗粒弥散析出,并且随着退火温度升高或保温时间延长渗碳体沿铁素体晶界聚集粗化;在625℃保温10 min退火后,再结晶已经完成并且发生长大现象,组织为等轴状铁素体+渗碳体颗粒,晶粒尺寸约为5. 01μm; 650、675、700℃保温10 min退火后,铁素体晶粒进一步长大;随着退火温度升高和保温时间延长,屈服强度和抗拉强度降低,伸长率升高。625℃×5 min退火可以获得优良的综合力学性能。     

搪瓷烧制工艺对210MPa搪瓷钢组织与性能的影响

研究了模拟搪瓷烧制工艺对210 MPa搪瓷钢微观组织特征和力学性能的影响规律。采用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪等对显微组织、第二相粒子及力学性能进行了分析研究。详细阐述了不同的烧搪工艺对试验钢微观组织演变及第二相粒子类型的影响规律,并对烧搪后的力学性能变化进行了分析。结果表明,试验钢最佳的搪烧温度应低于890℃才会保证搪烧后组织不会发生明显的粗化;随着搪烧温度升高,保温时间延长,搪瓷钢强度逐渐下降,塑性提高。     

奥氏体化处理对 WHT1300HF热成形钢组织和性能的影响

利用材料万能试验机、金相显微镜和透射电镜研究了热成形钢WHT1300HF在850、900和950℃分别保温5 min,以及在900℃分别保温2、10和15 min奥氏体化处理并模拟热冲压淬火后的组织和性能变化规律。结果表明,随着奥氏体化温度从850℃升高到950℃,试验钢的屈服强度先下降后有所升高,抗拉强度和伸长率均呈明显的下降趋势,显微硬度则迅速升高;而试验钢的强度、伸长率和显微硬度均随奥氏体化时间的延长呈明显的下降趋势。另外,在850℃和900℃保温2 min奥氏体化处理,试验钢的微观组织中均存在铁素体,而在900℃及以上的温度或在900℃保温5 min及更长时间奥氏体化处理后均为全马氏体组织;奥氏体晶粒大小随加热温度的升高和保温时间的延长逐渐增大,但加热温度对奥氏体晶粒的长大作用更显著。     

GCr15轴承钢渗碳体粒化行为研究

利用扫描电镜和透射电镜研究了奥氏体化温度和保温时间对GCr15轴承钢渗碳体粒化行为的影响规律。结果表明:随奥氏体化温度的升高,渗碳体逐渐粒化并部分溶解到奥氏体基体中,其晶体结构发生变化,770℃粒化得到的渗碳体为正交型碳化物(Fe.Cr)3C,而800℃和850℃粒化得到的渗碳体为密排六方型碳化物(Fe.Cr)7C3;奥氏体化保温时间长于210min时,渗碳体颗粒有长大的趋势。     

高强度热轧搪瓷钢搪烧后组织及力学性能研究

采用加热炉在不同温度下对高强度热轧搪瓷钢进行模拟搪烧实验,观察了实验钢搪烧前后的显微组织并进行了力学性能测试,最后对模拟实验结果进行了实际涂搪验证。结果表明,该热轧高强搪瓷钢的晶粒细小,主要析出物为纳米级Ti C粒子。该搪瓷钢实际涂搪后仍具有较高的强度和断后伸长率,屈服强度≥350 MPa。该搪瓷钢在880℃以上温度进行搪烧时,屈服强度基本不再下降。重要原因是搪烧过程中搪瓷钢的晶粒几乎没有长大,即细晶强化的坚挺作用。而实验钢在搪烧过程中保持细晶的原因之一是锰元素对组织的细化作用,另一个原因是纳米Ti C颗粒的细化作用。     

退火工艺对中碳钢低温热轧组织及力学性能的影响

利用SEM、EBSD、显微硬度计和拉伸试验等方法研究了退火工艺对中碳钢低温热轧组织及力学性能的影响规律。结果表明:中碳钢经单向10道次轧制后部分区域渗碳体发生断裂甚至破碎,轧后铁素体平均晶粒尺寸为4μm,抗拉强度为895 MPa,伸长率为10.8%。当轧后试样经550℃退火时,铁素体只发生了回复,退火保温30 min后部分渗碳体发生了球化;650℃退火30 min时,铁素体再结晶已经开始,绝大部分渗碳体球化,部分碳原子发生扩散现象;700℃退火保温30 min,铁素体的再结晶基本完成,渗碳体颗粒分布较均匀。随着退火温度的升高和保温时间的延长,中碳钢的抗拉强度逐渐降低,伸长率显著增加。     

搪瓷烧制工艺对冷轧搪瓷钢抗鳞爆性能的影响

研究了不同搪瓷烧制温度和保温时间对采用罩式退火生产的超低碳冷轧搪瓷钢板贮氢性能的影响。结果表明,随着搪烧温度的提高和保温时间的延长,试验钢搪烧后的抗鳞爆性能降低;钢板的第二相粒子越小,单位体积内数量越多,分布越弥散,抗鳞爆性能越好;搪瓷烧制会造成超低碳冷轧搪瓷钢的抗鳞爆性能降低,这主要是因为搪烧过程中发生了第二相粒子的回溶和长大,因此应该避免过高的搪烧温度和过长的保温时间。     

热水器内胆焊缝周围鳞爆原因分析

用 SPCC冷轧低碳钢带生产的热水器内胆的焊缝及焊缝周边区域容易出现鳞爆缺陷，取用 SPCC冷轧低碳钢带制作生产的正常内胆与焊缝及焊缝周边出现鳞爆缺陷的不合格内胆进行分析对比，认为 SPCC冷轧低碳钢的抗鳞爆性能并不高，其固氢能力主要依赖于弥散分布于铁素体组织中的游离渗碳体实现，搪烧后，游离渗碳体出现铁素体晶界偏聚，本身抗鳞爆性能急剧下降。其焊接处易出现鳞爆缺陷，主要由于焊接过程中空气或材料本身附着水蒸气在电弧区发生分解，水分解产生的氢会增加焊缝的含氢量，而 SPCC材质本身较低的抗鳞爆性能导致焊缝区更易发生鳞爆。     

GCr15轴承钢贝氏体-马氏体复相淬火北大核心CSCD

利用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM),对GCr15轴承钢贝氏体-马氏体(B-M)复相淬火进行的研究。分析了等温淬火温度和保温时间、奥氏体晶粒尺寸、球化组织中渗碳体颗粒的单位体积密度对B-M复相淬火的影响规律。结果表明:等温淬火保温时间为30 min时,270℃淬火有利于下贝氏体的转变;等温淬火温度为240℃时,保温60 min有利于下贝氏体的转变。当渗碳体单位体积密度达到3.45个时,贝氏体铁素体片条变细,试验钢硬度升高。     

GCr15轴承钢贝氏体-马氏体复相淬火

利用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM),对GCr15轴承钢贝氏体-马氏体(B-M)复相淬火进行的研究。分析了等温淬火温度和保温时间、奥氏体晶粒尺寸、球化组织中渗碳体颗粒的单位体积密度对B-M复相淬火的影响规律。结果表明:等温淬火保温时间为30 min时,270℃淬火有利于下贝氏体的转变;等温淬火温度为240℃时,保温60 min有利于下贝氏体的转变。当渗碳体单位体积密度达到3.45个时,贝氏体铁素体片条变细,试验钢硬度升高。     

20CrMnTiH钢奥氏体晶粒长大规律及有限元模拟

通过金相实验,对20Cr Mn Ti H钢在不同加热温度(850~1150℃)及保温时间(10~40 min)下的晶粒长大规律进行了研究,基于所得数据,通过回归分析建立了适用于此种材料加热与保温过程的奥氏体晶粒长大模型,并将该模型引入有限元软件对奥氏体晶粒长大行为进行数值模拟。结果表明,奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高而增大,且长大速度越来越快,随保温时间延长而增大,且长大速度不断减缓;1000℃为20Cr Mn Ti H钢的粗化温度,T≤1000℃时,晶粒长大缓慢,T≥1000℃时,晶粒急剧长大;有限元软件成功模拟了奥氏体晶粒长大过程,模拟结果与实验结果相符。     

430不锈钢冷轧板再结晶组织演变以及动力学模型

以现场高温连续退火工艺为基础,利用热模拟机研究了冷轧430薄板在650℃到875℃范围内等温退火过程,对不同退火温度下组织随保温时间的演变规律进行了详细的分析,并建立了该材料的再结晶动力学方程。结果表明:退火温度对材料再结晶的孕育期和完全再结晶所需时间有很大的影响,材料分别在850℃、825℃温度下保温34 s、5 min即可完全再结晶;当温度低于800℃时,材料在实验时间范围内均无法完全再结晶。通过硬度法确定了不同退火温度下材料的再结晶率随保温时间的变化关系,并建立了JMAK型再结晶动力学方程,Avrami指数n的值在0.5~1.0之间,再结晶激活能Q activ为309.12 kJ/mol。     

置氢TC4钛合金与TiAl合金的扩散连接研究

分别对Ti Al合金与TC4钛合金、置氢0.5 wt%的TC4钛合金进行了扩散焊接试验。利用扫描电子显微镜、X射线衍射分析仪、能谱分析仪对接头界面进行了分析,并开展了抗剪强度试验。结果表明,在焊接温度为850℃,连接压力为15 MPa的工艺参数下,当保温时间为5 min时,连接界面存在细小孔洞;当保温时间为15 min时,置氢TC4钛合金的界面孔洞消失,并且产生一定厚度的反应层:保温时间达到30 min时,置氢TC4钛合金与Ti Al合金接头的连接强度平均可达290 MPa。断口分析表明,界面组织主要由Ti Al、Ti_3Al、Ti Al_2和Ti_3Al_5相组成。在相同的扩散焊接工艺规范下,置氢TC4钛合金与Ti Al合金的扩散接头连接强度明显高于未置氢TC4钛合金与Ti Al合金的扩散接头连接强度。     

强磁场下保温时间对Fe-1.1％C钢中“反常”组织的影响

研究了12 T磁场下910℃保温不同时间(5,10,30和60 min)对高纯Fe-1.1％C钢中“反常”组织形貌及宏观硬度的影响.结果表明:强磁场下“反常”组织面积分数随保温时间的延长而减小;这是由于保温时间的延长扩散较充分,析出时二次渗碳体析出较慢所致.宏观硬度随保温时间的延长而增加.在相同奥氏体化保温时间下,强磁场热处理样品与无磁场热处理样品相比,“反常”组织面积分数明显增加,样品宏观硬度值下降.     

Al—Cu共晶合金熔体中稀土Ce与氢的相互作用

研究了不同稀土Ce含量对共晶成分Al-33.2Cu (质量分数,％,下同）熔体氢含量的影响。结果表明：在相同的保温时间和保温温度条件下,稀土的加入增加了合金熔体的氢含量。750℃,保温20min,加入0．6的Ce,Al-Cu共晶合金熔体的氢含量由0．06mL/100g增至0．16mL/100g。研究了不同Ce含量Al-Cu共晶合金熔体氢含量随温度变化的规律。实验 温度分别为720℃,750℃,800℃和850℃,含0．6Ce的Al-Cu共晶合金熔体氢含量的值分别为0．14、0．16、0．23和0．29mL/100g。     

重熔工艺对应变诱导熔化激活法制备ZCuSn10铜合金半固态组织的影响

采用包括锻造与重熔的应变诱导熔化激活(SIMA)法制备ZCuSn10铜合金半固态坯料,分析重熔过程中重熔温度和保温时间对ZCuSn10半固态坯料微观组织的影响。结果表明:在900℃保温时,随着保温时间的延长,合金的平均晶粒直径增大,保温时间由5 min延长至50 min时,平均晶粒直径由45.9μm增大至74.7μm;晶粒形状因子随保温时间的延长先减小后增大。保温30 min时,随着保温温度的升高,平均晶粒直径减小,当保温温度由850℃升高至925℃时,平均晶粒直径由72.6μm减小至64.1μm;晶粒形状因子随保温温度的升高而增大。900℃保温30 min获得的半固态组织均匀、球化效果好,平均晶粒尺寸为64.7μm,形状因子为1.65。     

SIMA法制备的ZCuSn10锡青铜的等轴晶组织

采用SIMA法制备了ZCuSn10锡青铜等轴晶试样,然后进行450℃保温15min后自由锻或室温2道次、4道次轧制,最后在800℃和850℃保温10min后水淬处理。将SIMA法制备的合金组织与铸态直接重熔保温后水淬和常规退火处理的ZCuSn10锡青铜组织进行了比较。结果表明,采用SIMA法能获得共析组织不超过16%的ZCuSn10锡青铜等轴晶组织,相比常规退火及铸态直接重熔工艺,其平均晶粒直径从250~300μm减小到80~90μm,形状因子从1.97减小到1.75;用SIMA法制备ZCuSn10锡青铜等轴晶组织,预变形过程对晶粒细化及球化起到了关键作用,随着预变形量和重熔保温温度提高,ZCuSn10锡青铜组织晶粒尺寸减小,圆整度提高,共析组织比例增加。     

GCr15轴承钢渗碳体球化的长大机制

利用扫描电镜(SEM)对渗碳体粒化后冷却至710℃保温不同时间淬火的GCr15轴承钢渗碳体的球化长大行为进行研究。结果表明:渗碳体颗粒球化长大由相变和Ostwald熟化两种机制实现,保温时间少于240 min时主要为相变机制,保温时间多于240 min时主要为Ostwald熟化机制;渗碳体颗粒全面起动Ostwald熟化机制的临界半径γc为0.105μm;无论是相变机制还是Ostwald熟化机制,晶界处渗碳体颗粒的平均长大速率(0.0056μm/min)高于晶粒内部渗碳体颗粒的平均长大速率。     

热处理工艺对CL50D车轮钢晶粒度的影响

研究了加热速率、加热温度、保温时间及冷却速率等热处理工艺参数对高速车轮钢CL50D热处理态的晶粒度和断裂韧性的影响。结果表明,对轧态车轮钢采用快速加热(10～25℃/min)至约850℃,保温30～60 min后,经1～2℃/s控制冷却至室温可得到细化且均匀的珠光体+网状铁素体组织,断裂韧性优异Kq可达90 MPa.m1/2以上。