07MnNiMoVDR连续冷却过程相变行为研究

利用MMS-200热模拟试验机测定了07MnNiMoVDR钢的动态CCT曲线,研究了07MnNiMoVDR钢奥氏体连续冷却时的相变行为规律和显微组织。结果表明：随着冷却速度的增大,其组织由铁素体＋珠光体逐渐向贝氏体转变;随冷却速度不同,在CCT图中存在两个相变区,即低冷速的先共析铁素体＋珠光体相变区、中冷速的贝氏体相变区。     

ER50-6钢连续冷却相变规律研究

利用Gleeble-1500热模拟实验机,测定了ER50-6钢热轧盘条的动态CCT曲线,研究了其连续冷却相变规律,分析了不同冷却速度对钢的组织、硬度的影响。结果表明:当冷速不超过1℃/s的情况下,盘条组织为粗大铁素体加少量珠光体,组织晶粒度和硬度随冷速的变化不大;当冷速超过3℃/s时,盘条组织以铁素体加少量珠光体为主,同时含有少量的贝氏体。随着冷却速度的增加,铁素体晶粒变细,贝氏体含量逐渐增加,盘条硬度逐渐升高。     

奥氏体状态对 Mn-Cr 齿轮钢连续冷却相变组织的影响

使用Cleeblel500热模拟试验机研究了成分(%)为：0.23C,0.74Mn,0.90Cr 齿轮钢奥氏体晶粒尺 寸和变形(真应变量0.4)对连续冷却相变组织的影响和连续转变冷却(CCT)曲线。实验结果表明,当齿轮钢 未变形时,获得完全多边形铁素体+珠光体混合组织的临界冷速为0.5~1℃/s,冷速较快时,中温相变产物 由贝氏体及针状铁素体组成;奥氏体变形时,多边形铁素体相变开始温度升高,获得完全多边形铁素体+珠光 体混合组织冷速增大,为1~2℃/s,中温相变产物没有出现贝氏体,只有针状铁素体。     

ACC 水冷工艺分析及在生产中的应用

通过在生产实践中对奥氏体3种基本转变类型的研究，确立了低碳锰钢系列不同钢种的ACC水冷工艺。对铁素体，珠光体类钢，用弱水量冷却强度、5—10℃／s的冷速，配合高温控制轧制，可以得到比单纯控轧更好的效果；对贝氏体钢的生产，必须用ACC中水量冷却强度，以10～25℃／s的冷速快冷至生成贝氏体的温度区间。在形变诱导相变温度（Ad3）附近终轧，然后快速冷却，可以生产性能优良的高强韧性针状铁素体管线钢和贝氏体结构钢；对马氏体钢的生产，必须采用ACC强水量冷却强度，冷速在25℃／s以上，冷至Mf以下温度。通过调整冷速，可以很容易获得不同含量的贝氏体和马氏体组织，以满足不同强韧指标的性能要求。     

变形工艺对Q345 GJC高建钢连续冷却相变的影响

借助Gleeble-2000型热力模拟实验机,研究了Q345GJC高建钢奥氏体连续冷却过程的相变规律,结合热膨胀法和金相法,分别构建实验钢奥氏体动态和静态连续冷却相变曲线(CCT),分析了加速冷却、热变形和工艺温度对实验钢相变的影响。结果表明,与静态CCT曲线比较,实验钢的动态CCT曲线整体向左上方移动,γ/α相变开始温度随冷却速度的增大而逐渐降低;高温变形对铁素体和珠光体组织转变有利,扩大了铁素体相变区,但阻碍了贝氏体相变;奥氏体变形对贝氏体转变是双重的,高冷速变形促进贝氏体相变,低冷速变形抑制贝氏体相变。     

相变区控制冷却速度对ER70S-6钢线材组织性能的影响

通过热模拟机Gleeble-1500对控制冷却过程的模拟,研究了相变区冷却速度(即冷速)对ER70S-6焊线钢的组织结构、铁素体量、铁素体平均晶粒尺寸和力学性能的影响.试验结果表明,在相变区冷速小于1℃/s时,钢的塑性较好.     

X70管线钢相变规律研究

利用MMS-200热模拟试验机研究了X70管线钢的相变规律,采用热膨胀法及金相法建立了连续冷却转变曲线,分析了工艺参数对组织的影响规律。试验结果表明,试验钢在低冷速下形成的组织主要为多边形铁素铁,随着冷却速度增加,组织变细,当冷速在20～40℃/s时,可以获得理想的针状铁素体组织。     

冷却速度对ULCB钢相变和组织结构的影响

用工业性生产的ULCB钢进行热模拟实验,在非再结晶区变形后驰豫降温到740 ℃,再以不同的冷却速度冷却,研究了冷却速度对ULCB钢的贝氏体转变点和组织结构特征的影响.结果表明,在20 ℃/s以上的快速冷却时,贝氏体相变温度较低而温度区间较宽,发生大量贝氏体相变,得到的组织主要为板条贝氏体.随着冷却速度的降低,贝氏体相变点逐渐升高,相变温度区间变窄,得到板条贝氏体和粒状贝氏体的混合组织.冷速低于3 ℃/s时,相变点快速升高,开始点达660 ℃以上,组织中出现较多的多边形铁素体,此时的相变开始点已不是贝氏体相变点,而是铁素体相变点.     

10MnMoNiNb钢形变奥氏体连续冷却相变规律和显微组织

在Ｇｌｅｅｂｌｅ１５００热模拟机上,利用热膨胀法建立了１０ＭｎＭｏＮｉＮｂ钢在８００℃变形５０％后的连续冷却相变曲线（动态ＣＣＴ曲线）,并采用光学金相和ＴＥＭ方法分析了在不同冷速条件下,形变奥氏体的相变产物。结果表明,钢的相变组织主要由冷速决定,快冷显著抑制先共析铁素体相变,中温相变产物为贝氏体组织,其中贝氏体铁素体为针状铁素体和粒状铁素体,均含有较高密度的位错和Ｍ／Ａ岛状组织,并且在中温转变时无明显的碳化物生成。     

北极海洋平台用Q355E热轧H型钢连续冷却转变规律

在实验室利用Gleeble-3500热模拟试验机对3种Nb、V微合金化Q355E热轧H型钢进行了连续冷却转变规律测试,研究了冷却速度对试验钢组织与硬度的影响。结果表明:在冷速为0.5℃/s时,组织中开始出现贝氏体;冷速大于7℃/s时,珠光体转变即终止。在中等冷速下,Nb的加入促进了贝氏体的形成,抑制了铁素体与珠光体的形核;并且Nb的加入使铁素体转变区右移。Cr的加入降低了较高冷速下铁素体与珠光体相变点,并促进了高冷速下马氏体的形成。由于受V析出的影响,含V试验钢在冷速为1℃/s时其硬度曲线有一个"波谷"。3种试验钢的冷速在0.5~3℃/s之间时,试验钢可获得强韧性较好的细小准多边形铁素体、少量珠光体与贝氏体的复合组织。     

CSP低碳钢薄板连铸坯的连续冷却转变及显微组织细化

在Gleeble-1500热／力模拟机上模拟了用CSP技术生产的低碳钢薄板连铸坯变形后的连续冷却转变曲线，并分析了组织演变规律。低碳钢薄板连铸坯的连续冷却相变转变温度较低，且随冷速的提高而降低，其γ α两相区的温度范围较宽，都以150℃以上。相变后的最终组织为大量铁素体加部分珠光体。冷速较低时，铁素体晶粒呈多边形；冷速高时，晶粒多呈尖角形。随着冷速的提高，铁素体晶粒尺寸减小。在本实验变形条件下，当冷速达到15℃／s时，细化的铁素体晶粒尺寸趋于一个极限值，约为8μm。     

稀土对低碳高铌钢相变行为及组织的影响

利用L78 RITA热膨胀相变仪研究了不同冷速下稀土对低碳高铌钢相变行为的影响,并结合金相法绘制了加稀土和未加稀土两种成分试验钢的连续冷却相变曲线,分析了稀土对连续冷却组织的影响规律。试验结果表明,稀土加入低碳高铌钢后使连续冷却相变曲线向右移动,在相同冷速下显著降低了奥氏体向铁素体转变的开始温度,并且随着冷速的增加使降低程度增大。冷速从0.1℃/s增加到15℃/s时,加稀土的低碳高铌相变开始温度点下降了90℃,而未加稀土的下降了52℃;另一方面,稀土对低碳高铌钢在0.1℃/s到1℃/s冷速下的组织有较大影响,促进了针状铁素体的转变,并能在冷速增至5℃/s后使其更易获得板条状贝氏体组织。     

14MnNb钢连续冷却转变规律及变形条件对相变的影响

通过对14MnNb钢的连续冷却转变规律及相变显微组织的分析，发现随着冷速的降低，相变的起始温度和终了温度均提高；在同一冷却速率下，变形程度大的相变转变温度高。     

热变形后冷却速度对铁索体-贝氏体微合金钢组织演变的影响

开发了0.06C-1.08Si-1.64Mn-0.30Mo-0.039Nb-0.01Ti铁素体-贝氏体微合金化(F+B)钢;用Gleeble-1500热模拟机测定了该实验钢在900℃变形50%后0.5～40 ℃/s冷却速度下的连续冷却转变曲线(CCT),并分析了形变奥氏体的相变组织.结果表明,该钢的CCT曲线分为多边形铁素体转变区和贝氏体转变区两大部分,中间被奥氏体亚稳区隔开;当冷速≤2℃/s时,钢中出现多边形铁素体,当冷速≥5℃/s时,组织主要为粒状贝氏体和板条贝氏体.     

工艺参数对耐蚀钢12CuCrNiV组织与性能的影响

采用热力模拟试验机、光学显微镜、显微硬度计研究了耐蚀钢12CuCrNiV在不同冷却速率下的连续冷却组织转变规律,并绘制其CCT曲线,同时研究了形变温度和冷却速度对耐蚀钢热变形后的组织和硬度的影响规律。结果表明:连续冷却转变情况下,耐腐蚀钢在冷速小于15℃/s时,有铁素体转变;冷速小于1℃/s时,有珠光体转变;冷速在0.5~20℃/s之间时,有贝氏体转变。控制冷速在5~15℃/s可得到铁素体和贝氏体复相组织。随变形温度的降低,试验钢形变过程中形变诱导铁素体相变现象显著,且伴随有M/A岛生成;随冷却速度的增高,形变诱导相变现象减弱,M/A岛数量减少。与连续冷却试验相比较,形变诱导析出现象明显,其硬度增量为40~50HV,形变可使试验钢的析出向更高冷速移动。     

硼对Q690D钢CCT曲线的影响

利用Formastor-F全自动相变仪测定了不同硼含量Q690D钢的临界点Ac1、Ac3,并绘制Q690D钢的连续冷却转变曲线。结果表明:硼的加入,使Q690D钢的Ac3、Ac1略有提高,使Ms点及Bs点有所降低,使Q690D钢的临界冷速降低,淬透性明显提高。硼对Q690D钢先共析铁素体转变及贝氏体转变均有不同程度的推迟作用,抑制了先共析铁素体的析出,在很宽的冷速范围可以得到完全的贝氏体组织。     

Q500q钢的连续冷却转变行为及生产试制

利用热模拟实验机Gleeble-2000,对Q500q钢连续冷却转变行为以及在650～300℃温度区间的相变行为进行了研究及生产试制.结果表明:当冷速为1～4℃/s时,试验钢的微观组织由铁素体和珠光体组成.当冷速增至4～16℃/s时,发生贝氏体相变;随着冷却速度的增加,贝氏体组织更为细化且体积分数增加.当冷却速度大于4℃/s后,试验钢在650～300℃冷却速度减半时,贝氏体相变的终了温度升高,贝氏体相变区间缩小,与连续冷却转变相比组织差距不大.采用两种不同的冷却方式生产试制后,两组试验钢的力学性能和金相显微组织一致,说明650℃以下可以采用缓冷坑堆冷的方式来提高钢板的探伤合格率.     

冷却速率对T91钢相变过程及组织的影响

利用DIL805A/D高精度差分膨胀仪,通过线膨胀行为测量获得相关动力学信息,结合冷却后的组织特征,研究了T91钢不同冷却速度(2～6000℃/min)下过冷奥氏体的相变过程和产物,确定了该钢组织转变的临界冷却速度以及淬火速率对马氏体转变点及组织的影响,绘制了连续冷却转变曲线。研究表明:T91钢的连续冷却过程中只存在铁素体和马氏体转变区,10℃/min为马氏体转变的临界冷却速度。不同淬火速率对T91钢马氏体开始转变温度有较大的影响,它不同于随冷速增加而相变点升高的经典理论。淬火速率通过碳原子气团、内应力的形成来影响过冷奥氏体状态,从而影响相变点;随淬火速度的增加,过冷奥氏体转变后的组织呈细化趋势。     

热变形后冷却速度对铁素体-贝氏体微合金钢组织演变的影响

开发了0.06C-1.08Si-1.64Mn-0.30Mo-0.039Nb-0.01Ti铁素体-贝氏体微合金化(F+B)钢;用Gleeble.1500热模拟机测定了该实验钢在900℃变形50％后0.5～40℃／s冷却速度下的连续冷却转变曲线(CCT),并分析了形变奥氏体的相变组织。结果表明,该钢的CCT曲线分为多边形铁素体转变区和贝氏体转变区两大部分,中间被奥氏体亚稳区隔开;当冷速≤2℃／s时,钢中出现多边形铁索体,当冷速≥5℃／s时,组织主要为粒状贝氏体和板条贝氏体。     

Al对热挤压模具钢 SDAH13连续冷却转变规律的影响

采用热膨胀仪测定Al质量分数分别为0.77%和1.43%以及无Al的热挤压模具钢SDAH13的连续冷却转变曲线,并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析Al元素对SDAH13钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响.结果表明:Al元素显著提高SDAH13钢的Ac₁、Ac₃和Ms点,降低淬火残留奥氏体含量,同时扩大铁素体及奥氏体两相区.在1060℃奥氏体化温度下,Al元素对SDAH13钢贝氏体相变的临界冷速（0.30℃·s-1）无明显影响,但使贝氏体相区变宽,Al质量分数分别为0.77%和1.43%的SDAH13钢的珠光体相变的临界冷速（0.05℃·s-1和0.3℃·s-1）均高于无Al的SDAH13钢的临界冷速（0.02℃·s-1）,且Al质量分数为1.43%的SDAH13钢在0.02—0.08℃·s-1冷速下出现先共析铁素体组织.Al的加入还使SDAH13钢淬火硬度有所降低.