等温淬火工艺对奥-贝铸钢组织和性能的影响

研究等温淬火工艺因素(奥氏体化温度、等温淬火温度、等温淬火时间等)对奥氏体 贝氏体铸钢显微组织和力学性能的影响的试验结果表明,选定成分的高碳(0 75%)高硅(2 4%)铸钢,在280～360℃范围内经等温淬火处理后,可以获得无碳化物析出的奥氏体-贝氏体组织,且随着等温淬火温度的升高,贝氏体形貌由针状下贝氏体逐渐向羽毛状上贝氏体转变。试验结果还表明,等温淬火工艺对力学性能的影响较复杂,奥氏体化温度和时间为900℃×120min、等温淬火温度和时间为320℃、120min时,可以获得较佳的综合力学性能。     

奥－贝球铁焊缝的组织与力学性能

用Ｘ射线衍射仪、光学显微镜和电子显微镜，系统地研究了球铁焊缝金属等温贝氏体转变过程，等温温度及等温时间对焊缝组织与力学性能的影响。研究结果表明，球铁焊缝金属贝氏体相变快，等温时间在１５～２４０ｍｉｎ范围内焊缝基体组织主要为贝氏体铁素体和残余奥氏体且具有高的综合力学性能。随着等温温度从３１０℃增至４００℃，焊缝金属中残余奥氏体量增多，贝氏体铁素体条宽化，焊缝塑性提高，强度降低。     

奥氏体化温度对无碳化物高强贝氏体钢相变组织和性能的影响

对含碳量0.35wt%的无碳化物高强贝氏体钢进行等温贝氏体相变试验,并通过膨胀法、显微组织观察、XRD和拉伸试验等方法研究奥氏体化温度(860～1260℃)对该贝氏体钢相变和组织性能的影响。结果表明,860℃奥氏体化时,贝氏体转变量略高于其它温度,残余奥氏体含量较高,继续升高奥氏体化温度,贝氏体转变量和残奥含量变化不大。此外,随着奥氏体化温度的升高,贝氏体相变动力学加快,这是原始奥氏体晶粒尺寸增加,贝氏体生长空间增大引起的。当奥氏体化温度较低时,虽然贝氏体相变速率较慢,但由于原始奥氏体晶粒细化,残奥含量较多等原因,钢的抗拉强度和伸长率均较高。因此,从提高钢性能角度出发,应降低无碳化物高强贝氏体钢热处理时的奥氏体化温度。     

热处理工艺参数对40CrNiMoV钢力学性能的影响

通过光学显微镜、扫描电镜(SEM)观察、拉伸性能测试和冲击性能测试方法,研究了不同热处理工艺参数对40Cr Ni Mo V钢组织与力学性能的影响。试验结果表明:相同奥氏体化温度下,较低等温温度可获得针状贝氏体;奥氏体化时间延长,贝氏体组织形貌无明显变化,残留奥氏体量增加;随着等温温度的升高,钢的抗拉强度和冲击韧性先增大后减小。40Cr Ni Mo V钢经880℃奥氏体化60 min,340℃等温45 min热处理后,其抗拉强度为1064 MPa,冲击吸收能量达到82 J。     

亚温奥氏体化等温淬火球墨铸铁的研究

研究了亚温奥氏体化等温淬火工艺对等温淬火球墨铸铁组织和力学性能的影响.在等温淬火工艺(等温淬火温度370℃,等温淬火时间120 min)一致前提下,当奥氏体化温度在820～880℃区间变化时,随着奥氏体化温度的升高,热处理后组织中针状铁素体的数量愈来愈少;当奥氏体化温度为880℃时,组织已经全部奥氏体化.此外,随着亚温...     

等温处理对20Mn2SiVB钢的组织与力学性能的影响

研究了20Mn2SiVB钢经920℃完全奥氏体化后,在不同温度等温时的显微组织及力学性能。结果表明,20Mn2SiVB钢在不同温度转变时可以得到数量不等的无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、铁素体、残余奥氏体和马氏体组织;经550℃等温处理的力学性能最佳。     

奥氏体化温度对ZG30MnCrSi等温淬火组织与性能的影响

等温淬火是提高奥氏体-贝氏体钢性能的重要手段,选择合理的奥氏体化温度对提高奥氏体-贝氏体钢性能具有重要意义。本文通过试验测定了ZG30MnCrSi的相变临界温度Ac3,在此基础上研究了不同奥氏体化温度对ZG30MnCrSi淬火后硬度和冲击韧度的影响。结果表明,在880～940℃范围内进行奥氏体化,并在300℃×45min等温淬火后,ZG30MnCrSi的硬度随温度升高而明显下降;而冲击韧度随奥氏体化温度升高而明显增大,但温度超过920℃时,冲击韧度改善不明显,兼顾冲击韧度与耐磨性,ZG30MnCrSi适宜的奥氏体化温度范围为900～920℃。     

20Si2Mn2CrNi钢Ms点下的等温转变组织及其强韧性

采用热膨胀法研究了一种低碳低合金B/M复相高强20Si2Mn2CrNi钢在Ms点(386℃)附近等温淬火的相变动力学,运用K-M模型定性地计算了Ms点以下等温淬火时的马氏体体积分数,研究了试验钢在不同等温淬火工艺下的组织转变对其力学性能的影响规律。结果表明,试验钢在高于386℃等温时过冷奥氏体转变为上贝氏体,而在386℃以下等温时除形成马氏体外,还形成了与386℃以上奥氏体等温转变为贝氏体动力学一致的低温贝氏体。试验钢在300℃等温淬火时,马氏体体积分数为91.74%,硬度为41.7 HRC,冲击吸收能量为91.7 J,具有较好的强塑性综合力学性能,这与贝氏体组织与马氏体组织良好的协调变形有关。     

奥氏体化条件对高强度贝氏体钢相变动力学的影响

以低碳Si-Mn-Nb贝氏体钢为研究对象,利用相变仪进行贝氏体区等温实验。通过对热膨胀曲线的分析,获得了贝氏体相变动力学曲线;分析了奥氏体化条件对贝氏体相变动力学的影响;分析了奥氏体化条件及贝氏体区等温温度对贝氏体组织形态的影响。结果表明:随着奥氏体晶粒尺寸的细化,贝氏体相变动力学进程减缓,且相同等温温度下对应的贝氏体体积分数降低;随着贝氏体区等温温度的升高,贝氏体板条宽度增加,马氏体/奥氏体混合组织体积分数提高。     

15Cr11Cu2Si2MoMn钢的成分设计及动力学测定

根据(GB/T 1220-1992)不锈钢标准成分范围,对兼具高强度、高韧性和高耐腐蚀性钢的组织,结合基础理论分析与软件模拟,进行成分设计,预设组织为含Cu无碳化物贝氏体组织.利用DIL-87型淬火膨胀仪对所设计试验钢在不同奥氏体化温度、保温时间和冷却速度等条件下进行膨胀试验,测定其相变动力学参数,结合光学显微镜分析其相变行为并绘制相应的相变动力学曲线.结果 表明:在连续冷却转变过程中,冷却速度为0.1～5℃/s时,试验钢的组织为贝氏体与马氏体,冷却速度小于0.1℃/s时,为珠光体、贝氏体和马氏体;等温转变过程中,当等温温度在Bs(375℃)～Bf(225℃)之间时,转变产物以贝氏体为主,在Ms(307℃)以上为贝氏体,在Ms(307℃)以下为贝氏体和马氏体.从贝氏体转变过程中来看,预设试验钢的贝氏体转变区间宽泛且Bs点较低.     

道次间冷却工艺下EH47船板钢表层往复相变行为的研究

针对表层细晶船板钢的研制，采用热模拟试验模拟道次间冷却工艺下EH47船板钢表层“冷却 返红”过程中的往复相变行为，研究了不同类型低温相变组织在升温过程中的相变行为。结果表明，随低温相变组织中贝氏体体积分数的增大，升温奥氏体化温度逐渐降低；随低温组织中马氏体体积分数的增大，升温奥氏体化温度显著提高且相变时间延长。随冷却速率的提高，升温相变后奥氏体组织细化且均匀性提高。当低温组织为粒状贝氏体时，随升温过程的进行，在相变初始阶段相变较慢，当温度高于770 ℃时，奥氏体相变速度剧烈提高，并在830 ℃完成相变。     

道次间冷却工艺下EH47船板钢表层往复相变行为的研究

针对表层细晶船板钢的研制，采用热模拟试验模拟道次间冷却工艺下EH47船板钢表层“冷却 返红”过程中的往复相变行为，研究了不同类型低温相变组织在升温过程中的相变行为。结果表明，随低温相变组织中贝氏体体积分数的增大，升温奥氏体化温度逐渐降低；随低温组织中马氏体体积分数的增大，升温奥氏体化温度显著提高且相变时间延长。随冷却速率的提高，升温相变后奥氏体组织细化且均匀性提高。当低温组织为粒状贝氏体时，随升温过程的进行，在相变初始阶段相变较慢，当温度高于770 ℃时，奥氏体相变速度剧烈提高，并在830 ℃完成相变。     

Mn-Cr-Mo系贝氏体轨钢连续冷却转变的原位观察

采用原位观察法研究不同奥氏体化温度1250、950 ℃及不同相变冷速0.8、1.5 ℃/s对Mn-Cr-Mo系贝氏体轨钢连续冷却转变的影响。结果表明,贝氏体板条形核长大在晶界处以有序同时或不同时生长、晶粒内部无序不同时生长的特点;晶界、晶粒内形核的贝氏体板条都以近似相等的恒定速率生长,不同位向板条遇晶界或预先形成的贝氏体板条停止生长而形成“交叉”板条组织。板条生长速率主要受相变驱动力控制,而奥氏体晶粒大小及强度是影响最终贝氏体板条长度的主要因素。降低奥氏体化温度、加快相变冷速,可加快板条生长并缩短相变时间,减少贝氏体转变量,并获得细小均匀稳定的贝氏体板条组织。Mn-Cr-Mo系贝氏体轨钢中贝氏体板条平均生长速率为4.053 μm/s,支持贝氏体扩散控制相变机制。     

退火工艺对TRIP980冷轧钢板显微组织和力学性能的影响

以冷轧TRIP980钢为研究对象,探讨了退火温度、过时效温度和过时效时间对钢板组织性能的影响。结果表明:退火温度从800 ℃降低至760 ℃,随着奥氏体化程度的降低和原奥稳定性的增强,冷却后组织中硬相含量更低,残奥含量更高,宏观表现为拉伸强度降低、伸长率提高;过时效温度从360 ℃提高至400 ℃,随着贝氏体体积分数的提高,拉伸强度提高;过时效时间从600 s延长至1500 s,随着硬相贝氏体的软化和残奥稳定性增大,拉伸强度降低、伸长率提高。     

高碳帘线钢的冷却相变行为

利用热模拟机Gleeble-3800测定了高碳帘线钢的动态CCT和TTT曲线,研究了冷却速度和等温转变温度对组织性能的影响。结果表明,连续冷却时,形成晶界渗碳体的临界冷速为1.5℃/s,形成马氏体组织的临界冷速为11℃/s。等温转变时,珠光体转变的温度区间为600～700℃,当温度为625℃时,转变时间最短。等温温度升高,相变时间延长,等温温度降低则会形成贝氏体等异常组织。实际采用斯太尔摩控冷时,将吐丝温度控制为900℃,开启前5台风机,风量分别为100%/100%/80%/50%/30%,保证相变冷速在5～7℃/s,且在相变前尽快通过网状碳化物形成的区间,可以得到组织性能满足技术要求的高强帘线钢。     

冷却速速对508钢贝氏体组织及形貌的影响

508钢是一种核电工业用钢。采用Gleeble1500D热模拟机、光学金相显微镜和扫描电镜研究了508钢从奥氏体化温度以不同速度冷却后的贝氏体组织形貌,并测定了显微硬度。结果表明,508钢奥氏体化后以0.1~7.0℃/s的速度冷却,将依次获得粒状贝氏体、上贝氏体和下贝氏体,硬度逐渐上升,最小值约为260 HV,最大值约为440 HV。     

奥氏体化温度对25CrNi3 MoV钢的组织和力学性能的影响

研究了奥氏体化温度对25CrNi3MoV的组织和力学性能的影响。结果发现:在830~1 200℃范围淬火时,随着淬火温度的升高,碳化物充分溶解,奥氏体晶粒长大,其粗化温度为950~1 000℃,强度和冲击能先增大而后减小。随着淬火温度的升高,韧脆转变温度升高,880℃淬火时韧脆转变温度为-90℃,1 050℃淬火时韧脆转变温度为-47℃。     

典型冷作模具钢经强化奥氏体化后的过冷奥氏体中温转变研究

研究了典型冷作模具钢65Cr4W3Mo2VNb、Cr7Mo3V2Si和Cr12MoV经强韧化奧氏体化后的过冷奥氏体中温转变。测定了其中温转变TTT曲线,求出了强韧化奥氏体化后钢中基体含碳量,得出了奥氏体化温度和中温转变等温温度对下贝氏体组织的影响以及中温转变等温时间对下贝氏体量的影响规律,还得出了部分低温转变对随后中温转变下贝氏体形成孕育期和下贝氏体组织的影响特点,包括连续冷却和等温马氏体转变的影响规律。     

TiNbV微合金钢焊接接头HAZ晶粒长大及相变原位观察

采用激光共聚焦显微镜原位观察方法，研究了大热输入用TiNbV微合金钢在模拟焊接热循环作用下焊接热影响区(HAZ)晶粒长大过程及相变的规律. 热循环过程中加热温度升高至860 ~ 980 ℃时，发生由铁素体和珠光体向奥氏体的转变，1 100 ℃时，奥氏体晶粒开始有明显长大的趋势，1 300 ~ 1 400 ℃时，晶粒以合并长大方式迅速长大；冷却过程中温度降低至1 400 ~ 1 350 ℃时，晶粒以晶界迁移方式缓慢长大，660 ~ 580 ℃时，发生奥氏体迅速向贝氏体转变，焊接HAZ主要由贝氏体与铁素体组成，贝氏体的尺寸是由奥氏体晶粒大小决定的. 热循环高温停留时间延长，奥氏体与贝氏体的形成、终了、转变温度区间均有下降. 结果表明，组织中先共析铁素体含量先降低后增加，贝氏体含量降低，多边形铁素体消失，先共析铁素体含量增加，冷却组织趋于均匀粗大. 焊接过程中，选择合适的高温停留时间可提高组织中IAF的含量，提高力学性能.     

奥氏体化及回火温度对E550级低温钢组织和性能的影响

利用光学显微镜、扫描电镜、拉伸和冲击试验机等手段,研究了E550级高强度钢850~1000 ℃系列奥氏体化温度下组织演变规律和不同回火温度下的组织性能。建立了奥氏体化温度与奥氏体晶粒尺寸的数学关系模型,模型计算结果与实测值高度吻合。检测了不同奥氏体化温度试板分别在600 ℃和670 ℃回火后的组织和力学性能,结果表明:奥氏体化温度选择880~930 ℃范围得到原奥氏体晶粒均匀细小,配合670 ℃回火,得到的综合性能优良。