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《金属热处理》2017,(1)
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。 相似文献
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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。 相似文献
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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。 相似文献
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使用DIL805L型膨胀仪分析了曲轴钢的相变规律,得到了其奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)。结果表明,试验钢的临界点为:Ac1=682 ℃,Ac3=765 ℃;当冷速为0.2~5 ℃/s时,转变产物为铁素体+珠光体;当冷速大于5 ℃/s时,转变产物为铁素体、珠光体、贝氏体与马氏体的混合组织;当冷速增大到15 ℃/s时,转变产物为贝氏体和马氏体组织;冷速越大冷却后马氏体含量越多,硬度逐渐增加。 相似文献
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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。 相似文献
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利用DIL805L淬火相变膨胀仪研究了齿轮钢16Mn Cr的过冷奥氏体连续冷却转变行为,结合金相-硬度法,绘制静态CCT曲线。结果表明:试验钢在冷速小于0.2℃/s时,室温下获得铁素体+珠光体组织,冷速大于0.5℃/s,室温下试验钢中出现贝氏体组织,冷速大于5℃/s,试验钢中出现马氏体组织;随着冷速的增加,铁素体、珠光体减少,铁素体的形态由多边形向针状发展,硬度由146 HV30增大至380 HV30。由于Mo推迟了铁素体、珠光体转变,降低了获得铁素体的临界冷速,试验钢获得铁素体+珠光体组织的冷速范围较窄。 相似文献
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为实现对高V、N微合金钢轧制-冷却工艺过程中组织、析出相的精准控制,利用Gleeble-1500D热模拟实验机研究了轧后不同冷速下实验钢的热膨胀曲线、相变规律、过冷奥氏体动态连续冷却转变曲线(动态CCT曲线),并着重研究了微观组织演变行为、显微硬度和纳米碳氮化物析出行为对冷却速率的敏感性。结果表明:冷却速率低于3 ℃/s时,实验钢显微组织由铁素体和珠光体组成;当冷却速率位于3 ℃/s时,发生贝氏体相变,基体组织由铁素体、珠光体和贝氏体组成;冷却速率为8 ℃/s时,珠光体组织消失,马氏体组织开始出现,基体组织由沿晶铁素体、贝氏体和马氏体组成;当冷却速率达到20 ℃/s时,基体组织中马氏体占主,并由少量先共析铁素体和贝氏体组成。此外,冷却速率对纳米碳氮化物的析出行为也具有显著影响,冷速处于1 ℃/s以内时,多边形铁素体中纳米析出相直径和数密度具有较强的冷却速率敏感性,纳米析出相直径随冷速提升显著降低,数密度随冷速提升而提高;冷速由1 ℃/s增加至3 ℃/s时,纳米析出相直径进一步降低,而数密度趋于稳定;当冷速继续增至5 ℃/s时,纳米析出相直径保持稳定,数密度呈现下降趋势。研究还发现,贝氏体组织中纳米析出相较少,贝氏体不利于纳米相析出。基于上述组织演变与析出规律的研究,工业化试制出了屈服强度700MPa以上、满足抗震要求的高V、N微合金钢。 相似文献
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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。 相似文献
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用Gleeble-1500热模拟试验机研究了RE微合金化免退火冷镦钢SWRCH35KM热变形后连续冷却过程相变规律和显微组织演变特征。结果表明,试验钢0.1~25 ℃/s冷速范围内均发生了铁素体和珠光体转变,冷速0.1~0.2 ℃/s时细小珠光体区有明显球化行为,而冷速在>2 ℃/s后开始出现针状铁素体和魏氏组织。为了获得均匀细小的铁素体基体加在线球化珠光体组织,需在斯太尔摩冷却线采用分段冷却控制思路,吐丝温度至750 ℃范围内冷速宜>2 ℃/s,抑制粗大先共析铁素体,而在750~680 ℃时冷速需1~2 ℃/s,以避免魏氏组织和针状铁素体;680~640 ℃珠光体转变温度区间冷速应≤0.1 ℃/s,以促进珠光体在线球化。 相似文献
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SDP2新型贝氏体模具钢的相变及动力学 总被引:2,自引:0,他引:2
《材料热处理学报》2015,(8)
对新开发大截面贝氏体塑料模具钢SDP2在极低冷速下的过冷奥氏体连续冷却转变过程和相变动力学进行了研究。采用DIL805A高精度差分热膨胀仪测量SDP2钢线膨胀行为,利用SEM分析冷却转变产物;根据JMA公式计算SDP2钢贝氏体相变激活能和Avrami指数。结果表明,SDP2钢过冷奥氏体连续冷却过程包含珠光体、贝氏体和马氏体转变,而无铁素体转变;当冷速大于0.02℃/s时,转变产物以下贝氏体或马氏体为主;小于0.02℃/s时,以上贝氏体或粒状贝氏体为主,并出现珠光体。SDP2钢贝氏体转变的激活能为117 k J/mol,SDP2钢在不同冷速下贝氏体转变动力学指数Avrami指数n≈2~3,经分析计算所得的Avrami指数值所对应的显微组织形态和实验所观察到的显微组织相符合。 相似文献
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《材料热处理学报》2015,(Z2)
利用Gleeble 1500D型数控动态热-力学物理模拟试验机,针对新近研发的Q370q E-HPS高性能桥梁钢进行了过冷奥氏体连续冷却相变行为研究。结果表明,当冷却速度小于5℃/s时,形成铁素体+珠光体组织,当冷却速度在8℃/s~15℃/s时,形成针状铁素体+贝氏体组织。Q370q E-HPS高性能桥梁钢铁素体转变温度区间为700~800℃,贝氏体转变温度区间为550~700℃,与传统正火工艺桥梁钢Q370q E相比较,Q370q E-HPS钢转变开始温度高。Q370q E-HPS钢两阶段变形后的冷速≤5℃/s时形成均匀细小的铁素体+珠光体组织,可作为控冷阶段的参考冷速。 相似文献