QP980钢CCT曲线的测定

采用膨胀法并结合金相法和硬度法,利用Gleeble-1500D热模拟试验机测定QP980钢在不同冷却速度下过冷奥氏体连续冷却时的膨胀曲线,利用Origin软件绘制QP980钢过冷奥氏体连续冷却相转变(CCT)曲线,分析冷却速度对QP980钢组织和硬度的影响。结果表明:QP980钢过冷奥氏体的冷却速度小于1.5℃/s时,主要发生铁素体、珠光体和贝氏体的转变;随着冷却速度的增加,铁素体软相组织不断减少,贝氏体等硬相组织不断增加,硬度值增加显著;冷却速度在2℃/s~10℃/s范围内主要发生贝氏体和马氏体的转变,硬度值变化较显著;冷却速度大于10℃/s时只发生马氏体转变,硬度值变化趋于缓慢。     

60mm厚Q690D钢连续冷却转变静态CCT曲线及组织

利用膨胀法结合金相-硬度法,在Formast-F全自动相变仪上测定了60mm厚Q690D钢连续冷却转变静态CCT曲线,研究了冷却速度对显微组织、硬度的影响。结果表明:当冷速小于1℃/s时,转变产物为铁素体、珠光体和贝氏体;当冷速为1~3℃/s,转变产物为铁素体、贝氏体;当冷速为5~40℃/s,转变产物为贝氏体、马氏体;当冷速大于40℃/s时,转变产物为完全马氏体;当冷速小于20℃/s时,显微硬度逐渐升高;当冷速在20~100℃/s时,显微硬度在390 HV左右。     

Nb-V复合微合金化中碳非调质钢的连续冷却转变

利用Formastor-Digital膨胀仪测定了Nb-V复合微合金化中碳非调质钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),并测定了不同冷速下实验钢硬度的变化。分析了不同Nb、V含量对中碳非调质钢连续冷却转变的影响。结果表明,随着Nb、V含量的增加,相变点温度随之降低,并使得转变过程中珠光体、贝氏体转变区域变宽,组织中相应的体积分数增加。冷速在0.08~1℃/s时,组织主要为铁素体和珠光体;当冷速大于2.5℃/s时,开始发生贝氏体转变,随着冷速的进一步增加,贝氏体含量越来越多,并在5℃/s时出现马氏体组织。Nb-V复合微合金化实验钢受冷速的影响较大,随冷速的增大实验钢的显微硬度也随之提高。冷速分别在10℃/s和30℃/s时,硬度突然增大。     

S500Q水电用钢的静态连续冷却转变

利用DIL805L热膨胀仪测定了S500Q水电用钢在不同冷速下连续冷却转变的热膨胀曲线,结合组织观察和显微硬度测定,获得了该钢种的静态连续冷却转变曲线。结果表明,冷速在0.5℃/s以下,组织为铁素体、珠光体和粒状贝氏体,冷速在0.5~5℃/s之间,组织为粒状贝氏体和板条贝氏体,冷速在20℃/s以上,组织完全为马氏体。     

压铸用模具钢4Cr5Mo2V的过冷奥氏体连续冷却转变

通过测定不同冷却速度下的相变膨胀曲线、显微组织和硬度,得到了4Cr5Mo2V钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线;结合CCT曲线,研究了不同冷却速度下组织形貌演变及硬度变化的规律;比较分析了4Cr5Mo2V钢与H13钢过冷奥氏体连续冷却转变的异同。结果表明:经过不同冷却速度冷却后,4Cr5Mo2V钢的相变产物主要为贝氏体(B)和马氏体(M);冷速小于0.06℃/s时,相变产物主要是贝氏体组织;冷却速度在0.06~0.14℃/s之间,相变产物中出现了贝氏体和马氏体的混合组织;当冷速大于0.14℃/s时,相变产物为马氏体组织。4Cr5Mo2V钢与H13钢的CCT曲线相比,位置向右整体偏移,无铁素体+珠光体转变区,且贝氏体生成区变小,相同冷速下硬度明显提高。     

PCrNi3MoV钢静态CCT曲线的测定与分析

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,利用膨胀法测定了PCrNi3MoV钢在不同冷却速度下过冷奥氏体连续冷却时的膨胀曲线。采用切线法获得了其相转变点,用Origin软件绘制PCrNi3MoV钢过冷奥氏体连续冷却相转变曲线(CCT曲线)。结果表明:PCrNi3MoV钢的临界点:Ac1和Ac3分别为720℃和850℃;Ms和Mf分别为300℃和160℃。对于过冷奥氏体,当冷却速度较慢时,如0.05~0.07℃/s时主要发生铁素体、贝氏体和马氏体转变;而冷却速度中等时,如0.1~1℃/s时发生贝氏体和大量马氏体转变;当冷却速度较大时,如50℃/s时只发生马氏体转变。随着冷却速度的增加,维氏硬度从500 HV迅速增加,当冷速大于1℃/s以后趋于平稳并达到800 HV。     

500 MPa级高建钢形变奥氏体连续冷却转变行为研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机模拟了屈服强度500 MPa级高建钢热变形奥氏体的动态连续冷却转变过程,结合金相法绘制试验钢的CCT曲线,并对相变组织进行维氏硬度测试。试验结果表明,当冷速低于2.5℃/s时,形成多边形铁素体、针状铁素体和珠光体的混合组织;在5~30℃/s的冷速范围内,形成针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织;在冷速50℃/s时,开始出现少量板条贝氏体组织。随着冷速的增大,组织细化,连续冷却转变组织硬度增加。试验钢两阶段变形后的控冷工艺窗口为5~25℃/s。     

42CrMo钢动态CCT曲线及组织转变

采用膨胀测量法并结合金相-硬度法测定了42CrMo钢的动态连续冷却转变曲线(CCT曲线)及组织演变。结果表明,在较低冷却速度下显微组织由铁素体、珠光体和贝氏体组成,冷却速度范围为0.2～1℃/s时,随着冷速的增加,铁素体和珠光体组织逐渐减少直至消失,当冷速增加到1℃/s时,转变组织主要由贝氏体构成。冷却速度≥3℃/s时,显微组织中开始生成马氏体,并在冷却速度≥10℃/s完全转变为马氏体组织。研究还认为马氏体组织的生成是由于大的冷速和大的变形量共同作用的结果。     

海洋平台用EQ70钢的连续冷却转变

采用DIL 805A热膨胀仪测定了EQ70海洋平台用钢在不同冷速下连续冷却转变的膨胀曲线,结合组织观察和微观硬度测定,获得了该钢的连续冷却转变曲线。结果表明,冷速在0.5℃/s以下,实验用钢的组织为粒状贝氏体,冷速在0.5℃/s到2℃/s之间组织主要为粒状贝氏体和板条贝氏体,冷速为2℃/时,开始有马氏体生成,冷速在5℃/s以上,组织全部转变为马氏体。     

Mn-Si-V系贝氏体辙叉钢的连续冷却转变特性

在Gleeble-1500热模拟机上采用热膨胀法,测定了一种Mn-Si-V系贝氏体辙叉钢的连续冷却转变曲线。利用DMI 5000M型光学显微镜、Hitachi H-800透射电镜和显微维氏硬度计对不同冷速下试验钢的显微组织和硬度进行分析,并就合金元素对贝氏体相变和显微组织的作用进行讨论。结果表明,试验贝氏体钢的相变点为:Ac_1=730℃、Ac_3=873℃、Ms=320℃。以0.05℃/s的冷速冷却时,试验贝氏体钢获得以上贝氏体为主的组织;在0.05~1.0℃/s的冷速范围内,试验贝氏体钢可以获得以无碳化物贝氏体为主的组织;当冷速大于1.0℃/s,试验贝氏体钢得到无碳化物贝氏体/马氏体复相组织,并且随冷速增加马氏体含量增大;当冷速达到8.0℃/s,试验贝氏体钢获得以低碳马氏体为主的组织。     

终轧后G20CrNi2MoA轴承钢连续冷却相变规律

采用Gleeble 3500热模拟实验机研究了G20Cr Ni2Mo A轴承钢在连续冷却过程中的相变规律,结合膨胀曲线绘制出G20Cr Ni2Mo A钢连续冷却转变曲线,并对不同冷速下显微组织和维氏硬度进行分析。结果表明:在低速冷却时,在两相区先发生铁素体相变,随着冷速的增加,铁素体逐渐减少,基体内残留奥氏体增多,珠光体相变温度区间为600~700℃,贝氏体相变区间主要集中在400~600℃,马氏体转变温度为412℃,当冷速在0.5~5℃/s时,室温下获得贝氏体组织,当冷速大于10℃/s时室温下将获得马氏体组织。     

42CrMo钢连续冷却转变曲线的测定与分析

利用JMat-Pro软件模拟了42CrMo钢的连续冷却转变曲线,并采用DIL805L相变淬火膨胀仪实测了钢的各相变点,对不同冷却速度下的组织转变和贝氏体含量进行了分析,并绘制其CCT曲线。结果表明:42CrMo钢Ac₁=743 ℃,Ac₃=792 ℃。冷速小于0.5 ℃/s时,组织为先共析铁素体与珠光体混合组织;冷速0.5~10 ℃/s之间,存在一定量的贝氏体,随冷速加快,贝氏体量先增后降,马氏体含量逐渐增多,使得硬度呈现较大增幅。冷速大于10 ℃/s,组织为基体马氏体+少量贝氏体的混合组织。     

气保焊丝钢ER70S-G过冷奥氏体的连续冷却转变

利用DIL805A膨胀仪测定了ER70S-G钢的过冷奥氏体连续冷却转变（CCT）曲线,并结合金相-硬度法确定过冷奥氏体在不同冷却速率下的组织转变。结果表明,ER70S-G钢连续冷却过程中,冷速在0.1~0.6 ℃/s范围内时,组织为铁素体+珠光体;冷速为0.8 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体;冷速在1~20.0 ℃/s范围内时,组织为铁素体+贝氏体。     

低成本900 MPa级工程机械用钢连续冷却转变行为的研究

针对当前不含Mo 低成本900 MPa级工程机械用钢的生产,采用Formastor-FⅡ相变仪,研究了900 MPa级工程机械用钢的连续冷却相变行为,分析了试验钢在连续冷却条件下的显微组织、显微硬度变化规律和贝氏体相变过程;结合热膨胀法和金相-硬度法绘制了试验钢的连续冷却转变曲线。结果表明:当冷却速率为0.25~0.5 ℃/s时,试验钢组织主要为铁素体和粒状贝氏体;冷却速率为1~2 ℃/s时,试验钢组织由粒状贝氏体和板条贝氏体组成;冷却速率为5~20 ℃/s时,试验钢组织为板条贝氏体和互锁状贝氏体,随着冷却速率的提高,板条贝氏体相变温度区间变窄,互锁状贝氏体相变温度区间变宽。冷却速率为5 ℃/s时,以板条贝氏体相变为主导,晶界形核速率高于晶内形核速率;冷却速率为10~20 ℃/s时,以互锁状贝氏体相变为主导,晶内形核速率高于晶界形核速率。冷却速率为0.25~2 ℃/s时,试验钢显微硬度随着冷却速率的增加而增加,硬度值从188HV升高到239HV;冷却速率为2~5 ℃/s时,出现硬度平台;冷却速率为5~20 ℃/s时,试验钢显微硬度随冷却速率的增加而增加,硬度值从240HV升高到270HV。     

铸造低合金Cr-Mo钢CCT曲线的测试及分析

借助Gleeble-1500D热模拟试验机,根据温度传感器实时提取出来的温度-时间曲线计算冷却速度,采用分段冷却的方式,得到了铸造低合金Cr-Mo钢的连续冷却转变CCT曲线,并对其进行了分析。结果表明,铸造低合金Cr-Mo钢的Ac3,Ac1和Ms分别为925,765和485℃。冷却速度小于3℃/s时,发生奥氏体向贝氏体的转变;冷却速度为3~18℃/s时,发生奥氏体向珠光体和贝氏体的转变;冷却速度为18~50℃/s时,出现马氏体;冷却速度大于50℃/s时,只发生马氏体转变。CCT曲线中珠光体和贝氏体两大转变区相互分开,Ms线右端下降,没有先共析铁素体转变区。随着冷却速度的增加,硬度值逐渐增大;随着冷却速度的减小,元素分布趋于均匀,较慢的冷速有利于生成细小均匀的室温组织。     

贝氏体钢轨钢连续冷却转变曲线的测定及分析

利用膨胀法并结合金相法和硬度法,在Gleeble-1500D热模拟试验机上测定了贝氏体钢轨钢的连续冷却转变曲线,分析了不同冷速条件下的显微组织转变情况,并研究了冷却速度与硬度变化的关系。结果表明,实际生产中冷速控制在0.8~2.0℃/s内,可获得全部的贝氏体组织;贝氏体钢轨钢的硬度随冷却速度的增大,大体上呈逐渐增大的趋势变化。     

冷却速度对E690海洋平台用钢组织与性能的影响

采用热膨胀法在Gleeble-3800热模拟机上测定了E690海洋平台用钢的相变临界点。同时测定了过冷奥氏体在不同冷却速度下连续转变时的膨胀曲线,绘制了其静态CCT曲线。结合金相-显微硬度法,分析了不同冷却速度对E690海洋平台用钢组织性能的影响。结果表明：冷却速度为0.05到0.5 ℃/s时,冷却转变的产物为粒状贝氏体;当冷速增加,达到0.1~3 ℃/s后,板条状贝氏体明显增多;冷却速度超过5 ℃/s后,冷却产物为板条贝氏体和板条马氏体。     

冷却速率对ES355Al钢相变行为及组织的影响

采用DIL805淬火膨胀仪、金相显微镜及显微硬度计,研究了ES355Al钢连续冷却过程的相变及组织转变规律,分析了冷却速率对ES355Al钢相变及组织演变的影响。结果表明:过冷奥氏体在冷却过程中发生铁素体转变、珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变。在冷速为0.2~1℃/s时,发生铁素体析出和珠光体转变;在冷速为2~7℃/s时,发生铁素体析出、珠光体转变和贝氏体转变,其中7℃/s为珠光体转变结束的临界冷速;,2℃/s、15℃/s分别为贝氏体、马氏体开始转变的临界冷速。ES355Al钢的显微硬度随着冷速增加而增加,由冷速0.2℃/s时的170 HV5增加到20℃/s时的350 HV5。     

960MPa级高强钢的连续冷却转变

采用DIL805L淬火相变膨胀仪,结合光学和扫描电镜组织观察,对960 MPa级高强钢的连续冷却转变进行了研究。结果表明:冷速在0.1~2 ℃/s时,室温组织为铁素体+珠光体+贝氏体,冷速在2~10 ℃/s时,组织为铁素体+贝氏体;当冷速在20~80 ℃/s时,获得全贝氏体组织。在连续冷却转变曲线中,高温转变区和中温转变区未分开,且相变温度随着冷速的增大而减小。     

42CrMoA钢过冷奥氏体连续冷却相转变曲线

结合膨胀法和金相-硬度法,利用Gleeble-1500D热模拟机测定了42CrMoA钢的临界点Ac1、Ac3和Ms点,测定了该钢在不同冷却速度下连续冷却时的膨胀曲线,相转变点;分析了连续冷却过程中过冷奥氏体转变过程及转变产物的组织形貌;测定了不同冷却速度下相转变后的硬度,获得了该钢过冷奥氏体连续冷却相转变曲线.结果表明,当冷却速度小于0.1℃/s时,转变产物为铁素体和珠光体组织;当冷却速度0.2～0.6℃/s时转变产物是铁素体、珠光体、贝氏体的混合组织;当冷却速度为0.7～17℃/s时,转变产物是贝氏体和马氏体的混合组织;当冷却速度大于20℃/s时,转变产物为完全马氏体,此次实验并没有获得完全贝氏体.