不同亚温淬火温度下10CrMnMo双相钢的微观组织

对10CrMnMo双相钢在不同亚温淬火温度下热处理后的试样进行了显微组织、SEM形貌、显微硬度测试、马氏体含量以及马氏体-铁素体两相的晶粒尺寸分析。结果表明,不同的淬火温度致使马氏体和铁素体的显微形态和分布状况发生变化,淬火温度为720 ℃时马氏体呈狭长的岛状分布,随着淬火温度的升高,马氏体呈片状与岛状共存,到820 ℃时板条马氏体与铁素体呈纤维状共存;同时,马氏体体积分数也随之增加,由720 ℃淬火时的10.41%增加到820 ℃时的48.19%;马氏体、铁素体的晶粒大小都随着淬火温度的升高而减小,铁素体晶粒尺寸由720 ℃淬火时的14.23 μm减小到820 ℃时的4.15 μm,马氏体尺寸则由5.74 μm减小至2.45 μm,且不同淬火温度下铁素体晶粒尺寸均大于马氏体晶粒尺寸;双相钢中铁素体组织的显微硬度随着淬火温度的升高而增加,由720℃时的168.21 HV1增加至820 ℃时的235.15 HV1;马氏体组织的显微硬度则随淬火温度的升高而降低,由720 ℃时的713.14 HV1降低到820 ℃时的525.41 HV1。     

10CrMnMo双相钢在不同亚温淬火温度下的微观组织

对10CrMnMo双相钢在不同亚温淬火温度下热处理后的试样进行了显微组织、SEM形貌、显微硬度测试、马氏体含量以及马氏体-铁素体两相的晶粒尺寸分析。结果表明,不同的淬火温度致使马氏体和铁素体的显微形态和分布状况发生变化,淬火温度为720℃时马氏体呈狭长的岛状分布,随着淬火温度的升高,马氏体呈片状与岛状共存,到820℃时板条马氏体与铁素体呈纤维状共存;同时,马氏体体积分数也随之增加,由720℃淬火时的10.41%增加到820℃时的48.19%;马氏体、铁素体的晶粒大小都随着淬火温度的升高而减小,铁素体晶粒尺寸由720℃淬火时的14.23μm减小到820℃时的4.15μm,马氏体尺寸则由5.74μm减小至2.45μm,且不同淬火温度下铁素体晶粒尺寸均大于马氏体晶粒尺寸;双相钢中铁素体组织的显微硬度随着淬火温度的升高而增加,由720℃时的168.21HV1增加至820℃时的235.15HV1;马氏体组织的显微硬度则随淬火温度的升高而降低,由720℃时的713.14HV1降低到820℃时的525.41HV1。     

DH36高强船板钢CCT曲线及针状铁素体形成研究

采用Linseie L78 RITA淬火/相变热膨胀仪测定了DH36高强度船板钢的相变点,绘制了连续冷却转变曲线。通过光学显微镜和显微硬度法分析了冷却速率对相变组织演变规律及对针状铁素体形成的影响。结果表明:冷却速率0.5~3℃/s时,转变产物为多边形铁素体和珠光体;冷却速率5~10℃/s时,转变产物为大量针状铁素体和少量贝氏体,珠光体消失;冷却速率15~100℃/s时,转变产物主要由粒状贝氏体和铁素体组成,并开始形成板条马氏体,随冷速的增加其显微硬度呈增大趋势。5~7℃/s的冷却速率范围是获得针状铁素体的最佳冷速区间,在7℃/s冷速下,观察到了Al-Si-Ti-O-S-Mn系复合夹杂物所诱发的呈发散状多维形核的晶内针状铁素体。     

奥氏体化温度和冷却速率对含Nb高碳钢组织性能的影响

通过Gleeble 1500型热模拟试验机对含Nb高碳试验钢进行了不同奥氏体化温度和冷速下的热处理。采用光学显微镜、扫描电镜、硬度测量等试验手段对试验钢的显微组织、硬度和珠光体片层间距进行了观察和测量。结果表明:奥氏体化温度为950 ℃时,试验钢淬火后晶粒尺寸为34 μm,硬度为813 HV5,以0.1~5 ℃/s冷速冷却至室温的组织为珠光体+铁素体;而奥氏体化温度为1200 ℃时,淬火后晶粒尺寸为134 μm,硬度为827 HV5,以0.1~1 ℃/s冷速冷却至室温的组织为珠光体+铁素体,冷速为5 ℃/s时,组织为针状马氏体+少量的铁素体。在1220 ℃以上Nb全部固溶在奥氏体中,奥氏体化温度过高会导致晶粒过分长大。珠光体片层间距随着奥氏体化温度的升高和冷却速率的提升而变小,片层间距的减小可使硬度值提高。     

奥氏体形变对45钢显微组织和显微硬度的影响

对45钢进行不同温度、变形量和应变率形变后立即淬火,探讨了奥氏体形变与晶粒细化和马氏体形态的相互关系。实验表明:45钢加热到830℃、冷却到800℃形变后淬火,显微硬度与未形变淬火相比有所下降,冷却到760℃以两种应变率形变后淬火,均发生奥氏体形变诱导铁素体相变,显微硬度均比未形变淬火的低,说明马氏体形态与奥氏体形变和晶粒细化有一定关系。     

热冲压快速冷却工艺对22MnB5钢组织与性能的影响

基于RCP（Rapid Cooling Process）快速冷却工艺+不同模具温度淬火热处理工艺,对22MnB5钢板材的淬火力学性能及微观组织进行了研究,探讨了冷速、强度硬度之间的关系,建立了三者之间的硬度指数模型。结果表明,采用加入淬火前快速冷却过程及改变淬火模具温度的方式可以有效实现梯度冷却速率控制,冷却速率实现了从6 ~40 ℃/s的变化,微观组织从铁素体与珠光体、上、下贝氏体逐渐向“残留奥氏体+马氏体”组织过渡,对应的强度区间范围为700~1600 MPa。建立的冷速、强度硬度模型与试验数据拟合良好。     

高强度桥梁钢焊接热影响区组织相变的研究

通过不同冷却速度条件下的热模拟实验和显微硬度测试对高强度桥粱钢进行了焊接热影响区组织相变的研究.实验结果表明:Q460q当冷速较慢时,热影响区奥氏体内部形成大量的针状铁素体、少量珠光体、粒状铁素体和少量粒状贝氏体的混合组织；随着冷却速度加快,铁素体的量减少,粒状贝氏体的量不断增多,显微硬度值升高；当冷却速度进一步加快,组织中板条贝氏体量增多,开始发生部分马氏体相变,显微硬度急剧升高.     

高强A516钢的显微组织及其对耐氢腐蚀性能研究

通过不同热处理工艺获得两种不同马氏体形态分布的铁素体/马氏体显微组织,然后结合显微硬度和应力-应变曲线,对不同显微组织试样的力学性能和耐氢腐蚀性能进行了研究。试验结果表明:经热处理后的铁素体/马氏体显微组织相比于原始组织具有更高的抗拉强度和屈服强度,而伸长率明显下降,且块状的马氏体相比于针状马氏体具有更高的硬度。在慢应变速率拉伸实验中,当硼酸溶液温度从50℃上升至150℃时,铁素体/马氏体试样的强度变化不大,当进一步上升至250℃时,强度显著下降;而其伸长率随着温度硼酸溶液由50℃升高至150℃而显著下降,当温度继续升高至250℃时断后伸长率变化不大,其中以马氏体形态以块状分布的铁素体/马氏体显微组织在硼酸溶液中性能恶化更为明显。     

奥氏体未再结晶区小变形对675装甲钢相变的影响

根据过冷奥氏体连续冷却转变曲线,结合显微组织分析和显微硬度测试,研究了未再结晶区小变形对675装甲钢在冷却速度0.1～30℃/s下相变和组织的影响。结果表明,经850℃未再结晶区变形25%之后,促进了贝氏体相变和马氏体相变,使相变起始温度得到一定提高,贝氏体相变开始温度提高了约20℃,马氏体相变开始温度提高了约10℃,相变终了温度无明显变化。经850℃未再结晶区变形25%之后,慢冷(0.1～0.4℃/s)条件下得到了粒状贝氏体,在其上的岛状物更加细小、分布更均匀,板条或针状贝氏体铁素体尺寸变小;快冷条件(0.4～30℃/s)下得到的板条马氏体相对于针状马氏体比例增多;与未变形相比,相同冷却速度下得到的675装甲钢的显微硬度得到一定程度的提高。     

铁素体珠光体型非调质钢连续冷却转变的研究

采用DIL805L淬火相变膨胀仪研究了铁素体珠光体型非调质钢的连续冷却相变组织变化规律,分析了冷却速率和合金元素对相变组织、显微硬度和CCT曲线的影响。结果表明,Mo有助于获得针状铁素体组织,进而提高韧性,Mn与微合金元素V有助于提高钢的综合力学性能;冷速增大至0.5 ℃/s时,开始出现针状铁素体;冷速小于1 ℃/s时,获得完全的铁素体+珠光体组织;随着冷速的增大,钢的硬度不断增大。     

热处理对0Cr13钢力学性能和磁性能的影响

研究了不同再结晶退火和调质处理工艺对0Cr13不锈钢常温下力学性能和磁性能的影响。结果表明:0Cr13钢经980 ℃×1 h 淬火,水冷+725 ℃×2 h回火,水冷+400 ℃×2 h回火,炉冷处理,可以获得铁素体和马氏体双相组织,力学性能与磁性能的匹配较好;0Cr13钢经980 ℃×1 h淬火,水冷+725 ℃×2 h回火,水冷+870 ℃×2 h回火,炉冷处理,磁性能优异,且矫顽力较小,但强度显著下降。820 ℃×5 h 炉冷再结晶退火后,可获得更加规整、均匀的等轴铁素体组织,强度比调质处理的低,但具有良好的软磁性能。调质处理后采用870 ℃高温回火,可以显著降低材料的矫顽力H_c和剩余磁感应强度B_r,去磁场时可快速退磁。0Cr13钢中铁素体量多则弱磁特性好,马氏体量多则强度高,磁性能和强度存在一定的矛盾关系,较好的磁性能会损失一定的强度,反之亦然。     

冷却工艺对贝氏体钢拉杆组织和性能的影响

研究了热处理冷却工艺对贝氏体钢拉杆组织及力学性能的影响。试验结果表明,ø70 mm贝氏体钢拉杆材料经920 ℃空冷+300 ℃回火、920 ℃水冷30 s后出水空冷+300 ℃回火后,杆体的组织为贝氏体铁素体和残留奥氏体;经920 ℃水冷+200 ℃回火后,杆体的组织为回火板条马氏体和残留奥氏体。920 ℃水冷+200 ℃回火时棒料1/2半径处的R_m为1513 MPa、KV₂为73.2 J、硬度为46.5 HRC;920 ℃水冷30 s后空冷+300 ℃回火时棒料1/2半径处的R_m为1254 MPa、KV₂为76.0 J、硬度为42.0 HRC;920 ℃空冷+300 ℃回火时棒料1/2半径处的R_m为1226 MPa、KV₂为75.5 J、硬度为41.9 HRC。ø70 mm贝氏体钢拉杆热处理先水冷后空冷可以提高其冲击性能。     

Nb元素对含Ti低碳微合金钢连续冷却转变及析出行为的影响

采用热模拟试验机研究了Nb元素对含Ti低碳微合金钢的动态连续冷却转变行为的影响,利用OM和TEM对等温淬火工艺处理后实验钢的显微组织和析出行为进行观察和分析。结果表明：Nb元素使得含Ti低碳微合金钢的动态CCT曲线整体向右下方移动,大大减小了先共析铁素体和珠光体相变区,同时扩大了针状铁素体和贝氏体相变区,在较低冷速时能得到较多的针状铁素体;含Nb- Ti和含Ti两种实验钢经等温淬火工艺处理后的显微组织均由铁素体和马氏体两相组成,铁素体相中析出物平均尺寸分别为6.8、4.2 nm,利用Orowan机制对析出强化量进行计算得出析出强化量分别为90.6、142.3 MPa。     

薄规格12MnNiVR储罐钢低屈强比控制策略

利用力学性能测试、光学显微镜、扫描电镜观察等方法分析了不同规格调质态12MnNiVR储罐钢显微组织对屈强比的影响。试验结果表明,12MnNiVR钢板淬火后主要组织为马氏体+部分针状铁素体/贝氏体铁素体,18 mm薄规格钢板的针状铁素体体积分数在10%~15%,而33.5 mm厚规格钢板的针状铁素体体积分数可以达到40%以上。通过优化薄规格钢板淬火冷速、淬火温度、回火温度等工艺参数,提高薄规格钢板针状铁素体体积分数,能够降低薄规格钢板屈强比。     

07MnCrMoVR水电钢的生产工艺及组织性能

采用激光共聚焦扫描显微镜对07MnCrMoR水电钢奥氏体晶粒长大的动态过程进行了原位观察,并对其静态CCT曲线进行了测定,利用淬火机和热处理炉对38 mm厚的试验钢进行了淬火和回火试验。结果表明:试验钢在1200℃以下加热时奥氏体晶粒长大趋势不明显;当冷却速率为0.05~0.25℃/s时,试验钢的组织转变为多边形铁素体+珠光体,冷却速率为0.5~20℃/s时转变为贝氏体组织,冷却速率为20~50℃/s时转变为马氏体组织;930℃淬火后,试验钢的组织转变为板条贝氏体+马氏体,600℃回火后转变为铁素体+回火贝氏体,大量的碳化物在铁素体基体上析出,其屈服强度为602 MPa,抗拉强度为713 MPa,-20℃低温冲击吸收能量为259 J,力学性能高于国家标准的要求,为最佳的调质生产工艺。     

淬火工艺对含Ni中锰钢组织和性能的影响

通过扫描电镜观察、拉伸及低温冲击试验,研究了不同淬火工艺对含1%(质量分数)Ni的中锰钢组织和性能的影响。结果表明,随着淬火温度升高,试验钢的屈服强度和抗拉强度先增大后减小,随后再逐渐增大,低温冲击吸收能量具有相同变化趋势;中锰钢的最优调质工艺为900 ℃淬火后于600 ℃回火,其屈服强度、抗拉强度及伸长率分别能达到560 MPa、640 MPa及21.8%,-50 ℃ 冲击吸收能量达到270 J,获得了良好的综合力学性能。调质态试验钢在不同淬火温度下均获得了铁素体和回火马氏体组织,随着淬火温度升高,马氏体比例增加,晶粒尺寸逐渐减小。     

高氮奥氏体焊丝焊接超高强钢接头组织和性能

为解决超高强钢焊接冷裂纹问题,采用强度低于母材的高氮奥氏体丝材进行GMAW工艺试验,研究在不同坡口角度下超高强钢焊接接头组织性能. 结果表明,采用该焊丝获得的接头焊缝成形良好,焊缝截面未见裂纹缺陷. 熔合线附近组织主要为针状和板条状马氏体,焊缝组织主要为奥氏体及被奥氏体基体所包围的铁素体树枝晶. 熔合线附近马氏体区硬度平均值为530 HV;焊缝区硬度平均值为275 HV. 相对于60°坡口接头,90°坡口接头熔合线附近马氏体组织硬度更高. 90°坡口接头的抗拉强度平均达到850 MPa,最高达887 MPa,而60°坡口接头抗拉强度平均仅为690 MPa.     

扩散时间对20MnCrS5齿轮钢真空渗碳的影响

采用真空低压渗碳高压气淬工艺对20MnCrS5齿轮钢进行表面真空渗碳处理,分析扩散时间对硬度梯度、渗层深度、显微组织以及碳含量分布的影响,并优化真空渗碳工艺。结果表明,随着扩散时间的延长,C原子由表层向基体发生扩散,当扩散时间超过100 min后,C原子的扩散速度减缓;当C含量超过1.0%后,淬火后容易形成尺寸较大的残留奥氏体,随着C含量的降低,显微组织由孪晶马氏体向位错马氏体转变,硬度下降;在本试验条件下,20MnCrS5钢合适的真空低压渗碳高压气淬工艺为930 ℃强渗42 min,扩散140 min,0.6 MPa高压气淬至室温,并在160 ℃低温回火2 h。经该工艺处理后,组织中碳化物等级为1级,残留奥氏体等级为2级,马氏体等级为3级,表层无内氧化,渗碳层厚度约为0.91 mm,符合技术要求。     

960 MPa级高强钢相变规律及热处理工艺探讨

借助DIL805A/D淬火变形膨胀仪,通过金相、透射电镜、室温拉伸、-40 ℃冲击测试等分析手段,研究了热处理工艺对960 MPa级高强钢组织与性能的影响。结果表明：在790～880 ℃温度范围内,试验钢随着淬火加热温度的提高,马氏体量逐渐增加,铁素体量逐渐减少,在850 ℃淬火,铁素体含量基本为零,组织最为均匀细小。随着回火温度从180 ℃提高到450 ℃,马氏体的板条逐渐分解,板条状的渗碳体开始聚集和球化。淬火加热温度高于850 ℃时,材料的屈服强度大于960 MPa;在450 ℃回火,材料具有更佳的冲击韧性。对本试验钢而言,采用850 ℃淬火+450 ℃回火,具有最佳的强韧性匹配。