NATURE OF ISOTHERMAL TRANSFORMATION BETWEEN ROOM TEMPERATURE AND MARTENSITE POINT IN A BALL-BEARING STEEL

用电阻法研究了含1.43%Cr,1.02%C的滚珠钢在室温到马氏体点(159℃)温度范围内奥氏体等温转变过程。结果指出在这一温度范围内的等温转变是以马氏体转变的形式进行的,而不产生中温转变形式的等温转变。当样品由1100℃淬火至室温后再“上淬”至低于马氏体点的温度进行等温保持时,部分的残留奥氏体即等温转变为马氏体。根据动力学的考虑,这一转变很可能不是通过形成新的晶核,而是已有马氏体晶体的长大过程。同时,这种转变主要受已有马氏体回火过程的控制。在100℃左右长期等温保持时可以得到最大的残留奥氏体转变量。更高或更低的温度,在同一时间内转变量都较100℃左右为小,这可作为精密量具刃具实际热处理的参考。     

冶金工艺参数对等温淬火球铁的影响

等温淬火的等温过程是:在900℃左右使零件奥氏体化,并将它们淬火至较低温度(250~450℃),在该温度上保持0．5~3小时。在保温时奥氏体等温转变成为贝氏体,对绝大多数的转变是不完全的,因此在空冷到室温以后,残留有不同含量的奥氏体及马氏     

预转变马氏体对GCr15钢贝氏体转变动力学的影响SCIEI

本文利用磁性法和膨胀法研究了GCr15钢M_s点以下贝氏体转变动力学以及不同温度预转变马氏体对240℃等温时贝氏体转变动力学的影响。试验结果表明,过冷奥氏体在M_s点以下等温过程中首先形成变温马氏体,继而转变为下贝氏体。随着等温温度的降低和预淬马氏体数量的增加,应力促发作用有助于贝氏体转变的加速,200℃左右其孕育期最短。但是,当温度继续下降、预淬马氏体超过一定数量之后,贝氏体转变却愈趋困难,此外,M_s点以下不同温度的预转变马氏体对随后240℃等温时贝氏体转变动力学影响的研究结果,也具有相同的特性。     

60Si2CrVAT钢短时淬火后亚稳奥氏体等温转变动力学

用热膨胀法和X射线衍射法研究了60Si2Cr VAT弹簧钢在Q-I-Q-T(Quenching-Isothermal-Quenching-Tempering)新工艺的Q-I阶段,即材料奥氏体化后短时淬火再等温这一过程中的亚稳态残留奥氏体的等温转变动力学。实验表明:随等温温度的升高,残留奥氏体含量先升后降。不同温度短时淬火等温冷却后均得到马氏体、贝氏体和残留奥氏体的复相组织。随等温温度的升高,发生完全转变的时间明显缩短,转变量明显减少,转变孕育期也从280℃的54 s减少到500℃的0.96 s。实验获得的亚稳奥氏体等温阶段的TTT曲线呈近C型特征。从亚稳奥氏体的转变量与等温时间的关系曲线可知曲线分为2个阶段,其中第Ⅰ阶段亚稳奥氏体的转变速率明显大于第Ⅱ阶段的转变速率,其等温转变动力学可以用对数曲线进行描述。     

锻造及热处理工艺对耐磨钢组织及耐磨性能的影响

研究了锻造变形量与热处理工艺对一种新型耐磨钢显微组织、硬度和耐磨性的影响,并用彩色金相法定量分析了钢中马氏体+残留奥氏体含量。结果表明:不同变形量下耐磨钢组织均为贝马复合相,贝氏体板条厚度由30%变形量的524 nm降低到70%变形量的292 nm,马氏体+残留奥氏体体积分数由25.4%增加至41.1%;与直接进行260 ℃等温转变时相比,先在Ms点以上的330 ℃保温5 min,再进行260 ℃等温转变时的贝氏体板条厚度减少了357.2 nm,磨损量降低了0.02 g,且平均摩擦因数由0.311降至0.212。     

Q&P钢残留奥氏体含量的热动力学计算

基于CALPHAD方法建立了Q&P钢的配分扩散模型,并建立了一套特定成分在特定QP工艺下的组织转变计算任务流,通过计算QP钢一次淬火过程的马氏体/残留奥氏体含量和配分过程中残留奥氏体的碳富集量,并结合Thermo-Calc软件内置的基于吉布斯自由能的马氏体相变本构模型,预测稳定保留至室温的残留奥氏体含量。利用该模型计算文献钢种(Fe-0.2C-1.28Mn-0.37Si-0.0018B, wt%)的室温残留奥氏体含量,结果显示计算马氏体转变温度比试验数据高60 ℃,计算室温残留奥氏体含量为4.41%,与试验数据基本吻合,从而验证了该计算模型的半定量性。利用该模型进一步计算分析了碳、锰元素含量和热处理制度对AQT980和AQT1180钢一次残留奥氏体含量的影响规律,计算结果显示碳、锰元素含量的增加可使钢中相变点(A₃、Ms、Mf)温度下降;在固定淬火温度下,钢中的碳含量和锰含量增加可使一次残留奥氏体含量大幅增加;当碳、锰元素含量一定时,一次淬火温度的上升会使一次残奥含量大幅增加。     

X100管线钢中马奥岛精细结构表征及逆转变TEM原位分析

采用透射电镜(TEM)对X100高钢级管线钢中马奥岛(MA)组织的精细结构进行了分析,并采用原位观察的方法研究了加热过程中MA岛的逆转变行为.结果表明,X100管线钢中MA组织中的马氏体(M)由块状马氏体和孪晶马氏体组成,而残留奥氏体则由块状奥氏体和沿MA晶界分布的薄膜状奥氏体组成,两种组织在MA中交叉弥散分布.MA岛在加热过程中具有较高的稳定性,在400℃以下仅发生孪晶马氏体向马氏体的转变和MA内部碳元素的扩散.当加热温度在Ac1以上时,MA中的马氏体开始向奥氏体转变,在低于Ac3温度约30℃附近,MA岛完全转变为逆转变奥氏体组织.     

高速钢的深冷处理

本文综述了四十年代以来国外发表的三十二篇有关高速钢冷处理的文献。这些文献所报道的内容可大致归纳为: 1.高速钢淬火后,再深冷处理(-196℃),高温或室温未完成转变的残留奥氏体将继续向马氏体转变,到-80℃时大部分已转变,继续深冷到-196℃,仍会有转变过程,并析出更细小的碳化物,均匀分布在马氏体上。 2.高速钢工具深冷处理时所形成的低温马氏体与室温或较高温度形成的马氏体,在性能上可能有所不同。经深冷处理的工模具的耐磨性有明显的提高。 3.当高速钢工具奥氏体化温度偏高,造     

回火态AerMet100钢的热物理性能

AerMet100钢是一种先进的二次硬化型Ni-Co-Cr系结构钢,通过试验获得了回火态AerMet100钢的密度、热应变、弹性模量、泊松比、热导率、流变应力随温度的变化情况,以及升温过程奥氏体转变Ac₁和Ac₃点,降温过程马氏体转变Ms点和马氏体转变系数K_m。最后基于获得的回火态AerMet100钢热物理性能数据,以齿轮淬火过程为例,采用SYSWELD有限元分析软件进行了仿真分析。结果表明,回火态AerMet100钢的室温组织为回火马氏体+残留奥氏体,在升温过程中奥氏体反应热焓为42 600 J/kg,其他热物理性能参数均在Ac₁~Ac₃范围内发生非线性变化,且测试状态和升温速度不同导致Ac₁和Ac₃存在差异,回火态AerMet100钢不同冷却速度下的Ms基本一致,约为213 ℃,马氏体转变系数K_m值为0.011 736。SYSWELD有限元仿真分析表明,试验获得的各项热物理性能数据可用于该钢的热处理模拟分析。     

淬火配分处理对锻态Fe-0.2C-9Mn-3.5Al钢显微组织及力学行为的影响

分析了淬火配分处理对锻态Fe-0.2C-9Mn-3.5Al钢显微组织及力学行为的影响。结果表明,热处理态试验钢主要由块状δ-铁素体、马氏体和板条状残留奥氏体等多相构成;残留奥氏体的体积分数随等温淬火温度升高而增大,在310 ℃时达到峰值;310 ℃等温淬火后在400 ℃配分3 min时可以获得较优的综合力学性能,抗拉强度和断后伸长率分别为1175 MPa和21.50%,强塑积达到25.26 GPa·%;应力-应变曲线中存在着明显的“锯齿”状起伏,可能与亚稳态的残留奥氏体集中转变为马氏体有关。     

100Cr6轴承钢贝氏体相变行为

从热力学角度计算了实验钢贝氏体相变温度,分析了不同温度贝氏体相变规律,揭示了相变过程残留奥氏体的稳定性,提出了一种两步短时贝氏体处理方法。实验结果表明:贝氏体相变的鼻尖温度在300~350℃之间,综合考虑相变时间和硬度,选取250℃进行等温处理为最佳工艺;在250℃保温20 min时,存在残留奥氏体含量的最大值,保温时间大于20 min后其稳定性提高,在后续的冷却过程中不发生马氏体相变;在250℃等温处理50 min后升温到270℃保温5 min,相变时间为传统工艺的27%左右,显著缩短贝氏体相变时间的同时并未明显降低硬度和磨损性能。     

残留奥氏体转变行为对冷轧TRIP钢力学性能的影响

通过基于同步辐射技术的高能X射线衍射实验,对具有相同组织特征的低合金冷轧TRIP钢进行了室温和低温(-40℃)下的原位拉伸,观察拉伸变形过程中其残留奥氏体相的转变行为。结果表明:低温情况下TRIP钢组织中的残留奥氏体相稳定性降低,在弹性变形阶段以及塑性变形的前期便有大量残留奥氏体相发生马氏体转变,试样表现出较高的加工硬化能力。随着组织中残留奥氏体相的大量提前消耗,当变形进入高应变阶段时,TRIP钢组织因缺乏足够的马氏体转变,加工硬化能力快速下降,造成颈缩的提早出现,伸长率的降低。室温变形TRIP钢组织中残留奥氏体相的转变在整个变形过程中呈较平稳的趋势,TRIP效应能够持续发挥作用,特别是在变形的中后期仍能使组织保持较高的加工硬化能力,从而获得了较好的综合力学性能。     

超深冷处理技术

1超深冷处理介绍 当金属在热处理淬火至冷却过程中，其中的合金与碳产生溶解并结合及扩散形成奥氏体，在冷却过程时，由于低温过程而形成马氏体，而由于马氏体的最终转变点（Mf）非常低，例如：W18Cr4V（高速工具钢）的Mf点为超过-190℃，因此淬火冷却到室温会残留大量奥氏体，从而降低金属的硬度、耐磨性和使用寿命，同时因为奥氏体的高脆性而容易造成金属碎裂，另外，还有许多物理性能特别是热性能和磁性下降。     

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。     

沉淀硬化FV520B钢的低温性能研究

通过不同热处理和低温拉伸实验、XRD和SEM等方法研究了不同时效处理后沉淀硬化马氏体不锈钢FV520B的低温力学性能.结果表明,在高温回火条件下,FV520B钢具有良好的低温拉伸性能,冷却至液氮温度时仍保持与室温下相当的塑性,这与钢中存在的逆变奥氏体有关;低温下变形时,逆变奥氏体部分地转变为马氏体,提高了钢的塑性.不同逆变奥氏体含量的钢,在拉伸过程中转变的逆变奥氏体量也不同.     

Q-P工艺等温淬火温度对60Mn2SiCr钢组织和力学性能的影响

利用扫描电镜、X射线衍射仪、冲击试验机、洛氏硬度计和拉伸试验机等,对淬火-配分(Q-P)工艺等温淬火温度对60Mn2SiCr钢微观组织及力学性能的影响进行了研究,并重点分析了试验钢经Q-P处理后微观组织中残留奥氏体含量及残留奥氏体中碳含量与力学性能的关系。结果表明,等温淬火温度从120℃升高至180℃,试样洛氏硬度、冲击吸收能量、抗拉强度以及伸长率均随着马氏体、残留奥氏体及残留奥氏体中碳含量下降而降低。当Q-P工艺等温淬火温度为120℃时,力学性能最优,试样中残留奥氏体体积分数为13.9%,残留奥氏体中碳含量(质量分数)为1.1%,洛氏硬度为58.8 HRC,冲击吸收能量为50.7 J,抗拉强度为1768 MPa,伸长率达19.6%。     

汽车用高强钢的热成形-淬火碳分配工艺与组织性能

对热轧态Fe-Mn-Si-B系汽车用高强钢进行了热成形-淬火碳分配处理,研究了淬火温度和等温碳分配温度及时间对高强钢物相组成、组织与力学性能的影响。结果表明,热挤压成形后快淬至室温的试样中形成了马氏体组织,而淬火-碳分配工艺下都形成了细小的马氏体和残留奥氏体双相组织;不同热成形-淬火碳分配工艺下高强钢的强塑积都明显高于热成形后直接淬火至室温的试样,采用325℃×45 s淬火-碳分配后高强钢具有最高的强塑积(22 663 MPa·%),继续延长碳分配时间至60 s,高强钢的强塑积反而降低,这主要是由于韧性残留奥氏体发生部分分解而形成了下贝氏体组织。     

T15M粉末高速钢的深冷处理

采用SLX-80深冷处理系统对T15M粉末高速钢进行深冷处理,采用综合物理测试系统的振动样品磁强计选件(PPMSVSM)测试样品的室温磁性和热磁性.结果表明:T15M钢在843 K×1 h的回火过程中,在保温和降温阶段出现残留奥氏体向马氏体的转变.在300 ～ 10 K之间深冷处理过程中,降温时在110～10 K温度段磁性随温度下降而下降,升温时在40 ～ 230 K温度段磁性随温度上升而上升,分别对应于马氏体中碳化物的析出和残留奥氏体向马氏体的转变.深冷处理提前了残留奥氏体向马氏体的转变,抑制了残留奥氏体中碳化物的析出,促进了马氏体中细小碳化物的析出.在第1次回火前或后增加1次深冷处理,可使第3次回火后钢的硬度分别提高2.0 HRC和1.4 HRC.     

18Mn TRIP钢温变形过程中马氏体逆相变行为

通过相变点测定、相图计算、组织观察、XRD分析及EBSD取向成像技术研究了室温下含两种马氏体及奥氏体的18Mn钢在100—500℃间进行温变形时的组织、相结构变化及马氏体逆相变行为.结果表明,在300℃以上压缩变形时,TRIP效应消失,马氏体减少,出现逆相变;形变加速了扩散型逆相变,bcc马氏体或铁素体以扩散方式转变成奥氏体,奥氏体不需要重新形核;形变使奥氏体出现机械稳定化并出现大尺寸的形变孪晶,抑制了随后冷却过程中的马氏体相变;压缩形变时,最后残留的马氏体多出现在{110}和{100}取向的奥氏体晶粒中.bcc马氏体周围难以观察到hcp马氏体.分析认为,hcp马氏体以切变方式逆相变.     

提高Cr-Ni-Mo-Ti马氏体时效不锈钢超低温韧性的固溶处理工艺

研究了12Cr-10Ni-Mo-Ti马氏体时效不锈钢在1000 ℃固溶处理+750 ℃重复低温固溶处理+不同温度时效处理后的显微组织、室温强度和低温冲击性能,并用XRD分析了不同固溶和时效工艺下的残留奥氏体/逆转变奥氏体含量,对比分析了不同固溶处理工艺下时效响应强度逆转变奥氏体的析出和时效强化规律。结果表明,Cr-Ni-Mo-Ti马氏体时效不锈钢经1000 ℃固溶处理后再进行750 ℃低温固溶处理时以α′→γ剪切逆相变形成奥氏体,不仅遗传奥氏体的晶粒形态和尺寸,且形成的奥氏体内高密度缺陷增大马氏体相变抗力,同时显著降低逆转变奥氏体的形成温度,使750 ℃固溶处理两次时残留16.4%奥氏体,再经460 ℃峰时效形成了30%以上的残留奥氏体+逆转变奥氏体,液氮温度冲击吸收能量极高,达80 J以上,并且奥氏体的高缺陷密度遗传到马氏体内增强时效强化效应,因此显著改善低温冲击性能的同时并未明显降低抗拉和屈服强度。