热变形对高铌低碳钢奥氏体→铁素体等温转变影响研究

针对热变形对铌质量分数为0.17%的低碳钢的奥氏体→铁素体等温相变动力学的影响,通过热模拟试验,分析未变形、875℃变形20%和30%条件下奥氏体向铁素体700℃等温转变的动力学,讨论了热变形和铌对奥氏体→铁素体等温相变的影响机制。研究结果表明:热变形主要通过缩短相变孕育期来加速奥氏体→铁素体等温相变;高铌钢奥氏体→铁素体等温转变是2阶段机制,即相变初期铁素体转变率低,第2阶段相变速率高,剩余的奥氏体很快转变为铁素体。     

等温压缩对高强度汽车钢WHT1300HF的马氏体相变及微观组织的影响

通过等温形变研究了形变参数(形变温度、形变速率、形变量)对高强度汽车钢WHT1300HF的微观组织转变和形貌的影响规律。研究结果表明:增加奥氏体等温形变量,有利于铁素体的缺陷形核,促进了形变奥氏体向铁素体转变;奥氏体的形变强化导致马氏体相变阻力增大,马氏体相变开始温度(Ms)下降,细小晶粒数量和小角度晶界数量增多;增加奥氏体等温形变(40%)速率能同时促进马氏体和铁素体相变,但马氏体体积分数和小角度晶界数量减少,细小晶粒数量略有提高;降低等温形变温度加剧奥氏体的形变强化,导致Ms温度下降,马氏体体积分数、小角度晶界比例减少,细小晶粒数量增多,铁素体含量明显增加。     

奥氏体等温淬火温度对两种不同磨擦体系条件下球铁耐磨性的影响

本文通过中温和高温等温淬火温度（L）评价了等温淬火球铁（ADI）作为一种耐磨材料用于生产机器零件的研究结果。进行了几次现场磨损试验和低应力实验室磨损试验（ASTMG-65）,同时用光学显微镜和x-射线衍射观察其显微组织特点,得出的结论为,在实验室条件下,随Ta的升高,ADI表现出极好的耐磨性。然而,在干砂／橡胶轮磨损装置（ASTMG65）,在低应力磨损条件下表现出相反的一面。在ADI显微组织中,亚稳相和韧性奥氏铁素体（转变完和没有转变完的奥氏体＋铁素体）是影响性能的主要因素。另外,检测到表面有高的变形能力,用x-射线衍射测定了奥氏体转变为马氏体的过程。这两个因素的作用,当奥氏体等温淬火温度提高时,使奥氏体铁素体显微组织硬度没有降低,大大提高了抗磨性,同时提高了冲击韧性。     

高碳贝氏体钢的低温转变组织与性能

摘要：采用光学与扫描电子显微镜、X射线衍射等手段研究了不同等温温度（300、250、200℃）对于高碳（质量分数0.79%）贝氏体钢低温转变样品的相含量、组织尺寸和力学性能的变化规律。结果表明，随贝氏体等温温度的降低，贝氏体最终转变量更高，贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体宽度、块状残余奥氏体尺寸减小，抗拉强度升高，塑韧性降低。300℃的贝氏体抗拉强度为1525MPa，贝氏体铁素体宽度是116nm，而200℃的贝氏体铁素体板条尺寸达到62nm，抗拉强度达到1 928MPa。研究发现，在未充分转变的贝氏体样品中，尺寸大于4.7μm的块状残余奥氏体在冷却过程中易发生马氏体相变，而小于该尺寸的残余奥氏体比较稳定，可以保留到最终组织中。     

V析出对针状铁素体转变的影响第二部分：转变动力学

应用物理冶金原理，结合热动力学模型，分析了V（C，N）对奥氏体等温分解为针状铁素体转变动力学的影响。在第一部分中报道了针状铁素体形核必须要有析出物，通过设计适当的加热温度，研究了析出物对针状铁素体转变动力学的影响。     

奥氏体形变对50CrV4钢相变行为的影响

利用Thermecmastor-Z型热模拟试验机,结合金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、维氏硬度计等,系统研究了奥氏体区变形对50CrV4钢连续冷却相变和等温相变规律的影响。建立了试验钢动态CCT曲线。研究结果表明,奥氏体变形能促进连续冷却转变过程中铁素体-珠光体、贝氏体转变,但亦可提高奥氏体的机械稳定性,进而抑制马氏体转变,Ms点由331.6℃(奥氏体未变形)降低至291℃(950℃下变形50%+890℃下变形50%,变形速率均为5s-1,变形后冷速为20℃/s)。当轧后冷速小于0.5℃/s时,试验钢中可获得铁素体+珠光体组织。此外,在研究不同变形量对试验钢等温相变规律影响时发现,650℃等温时,试验钢中发生铁素体-珠光体相变。随着变形量的增加(由30%增加至50%),其等温相变动力学加快(相变完成时间由197.6s减小至136.5s),铁素体体晶粒尺寸、珠光体片层间距减小,硬度增加。     

V析出对针状铁素体转变的影响

本文研究N与V结合成V（C，N）析出时对奥氏体分解成针状铁素体的影响。通过2种不同N含量的C—Mn—V钢，在2种不同奥氏体化温度，即不同奥氏体晶粒尺寸下的连续冷却转变图（CCT），分析了V（C，N）在晶内析出的形核能。结果表明，奥氏体分解成针状铁素体，必须具备2个条件：首先，奥氏体内须有一定量的V（C，N）析出；第二，用先共析铁素体在奥氏体晶界形成而不形成贝氏体。第二部分研究奥氏体等温分解时，析出物对针状铁素体形成动力学的影响。     

70Si3MnCrMo钢中贝氏体及其回火稳定性

 对一种新型70Si3MnCrMo钢进行了等温和连续冷却贝氏体相变热处理。利用拉伸和冲击试验研究试验钢的力学行为,利用XRD、SEM和TEM等方法对试验钢进行了相组成分析和微观组织形貌观察。研究结果表明,试验钢经等温贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在200 ℃回火,强塑积为26.4 GPa·%。经连续冷却贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在300 ℃回火,强塑积达到28.6 GPa·%。回火温度较低的情况下,热处理后的组织为由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的无碳化物贝氏体组织,这种无碳化物贝氏体由超细贝氏体铁素体板条而获得超高强度,由一定量的高碳残余奥氏体来保证较高的塑性和韧性。试验钢经连续冷却贝氏体相变,其贝氏体铁素体板条中出现了超细亚单元,并且残余奥氏体呈薄膜状和小块状两种形态分布于贝氏体铁素体板条之间,这两种形态残余奥氏体的稳定性不同。拉伸试样在变形过程中残余奥氏体持续发生TRIP效应,直至全部残余奥氏体都发生转变生成应变诱发马氏体,从而使钢得到更好的强、塑性配合,表现出十分优异的综合性能。     

低碳钢在形变作用下产生的超平衡数量铁素体

试验研究了低碳钢变形后经历等温及随后快冷的组织转变,发现在Ae3附近及以下一定温度范围内大变形会使室温组织中出现超平衡数量的铁素体.形变后等温,出现超平衡数量铁素体向奥氏体的逆相变,该弛豫过程具有类似C曲线的动力学特征;而且经过等温后,伴随着铁素体数量的减少存在其晶粒尺寸增大的现象.随着变形温度的降低,超平衡数量铁素体在数量以及晶粒尺寸上的稳定性均提高.     

42CrMo钢的贝氏体组织相变

采用金相法研究了经950℃奥氏体化的0．41C-1．OCr-0．23Mo(42rMo)钢在550～380℃盐浴等温处理时贝氏体组织转变。观察结果表明，42CrMo钢550～510。c等温处理的组织为无碳贝氏体(粗大条片状贝氏体铁素体 残留奥氏体组成的整合组织) 马氏体，470℃等温处理为羽毛状上贝氏体 黑色针状下贝氏体 马氏体组织，380℃为黑色针状下贝氏体 马氏体组织；上贝氏体在奥氏体晶界形核，随等温处理的温度降低，下贝氏体在奥氏体晶内形核。     

贝氏体等温时间对超高强冷轧相变诱导塑性钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350℃保温100~1 000 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温时间对超高强冷轧相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成。贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温时间增加,促进了过冷奥氏体向贝氏体转变,固溶C原子充分向剩余奥氏体中富集。因此,过冷奥氏体中的平均碳含量增加,使得冷轧TRIP钢残余奥氏体分数提高,马氏体体积分数下降。贝氏体等温时间由100 s延长至1 000 s时,冷轧TRIP钢屈服强度由596 MPa提高至692 MPa,抗拉强度由1 455 MPa降低至1 138 MPa,屈强比由0.41提高至0.61,伸长率(A80)由6.3%提高至18.9%。贝氏体等温时间为1 000 s时,冷轧超高强TRIP钢具有优良的综合力学性能,最大强塑积达到21 510 MPa·%。     

等温温度对超细贝氏体钢组织演变规律的影响

通过热膨胀试验研究实验钢的等温转变动力学,采用盐浴等温淬火工艺制备超细贝氏体组织,利用扫描电镜、透射电镜和X射线衍射仪定量分析工艺参数对微观组织结构的影响.结果显示:实验钢室温组织由大量超细板条状贝氏体铁素体和板条间分布的薄膜状奥氏体的复相组织构成,210℃等温淬火得到的贝氏体板条间距细化到约60 nm,硬度约为HBW610;实验钢的最终组织特征取决于发生贝氏体转变的等温温度和等温时间,等温温度越低时贝氏体转变完成需要的等温时间越长.      

轧态组织对c—Mn—Al—Nb钢正火组织特性的影响

本文研究了经由不同流程、不同轧制工艺生产的工业用C-Mn-A1-Nb钢在840℃～900℃正火的显微组织特性,并找出了所要求的最佳机械性能的正火温度。采用加热淬火的实验方法研究了奥氏体形态的发展。结果表明:存在于轧态钢中粗大的奥氏体形态在正火的奥氏体中被保留下来。用膨胀仪和电子显微镜研究了接近Ac_3温度正火冷却时的转变行为和晶粒细化的铁素体——珠光体组织的演变过程。依照显微组织特点,比如铁素体晶粒大小、珠光体的分布及体积百分数,解释了机械性能的变化,发现正火前后铁素体晶粒尺寸之间的明显关系。观察显微组织可知,奥氏体的转变模式(决定于轧态的铁素体——珠光体组织)对这些钢有一定程度的影响,在低温正火时尤其明显。观察低温正火的奥氏体晶界的侵蚀特征,可以认为,这种影响可能是杂质在奥氏体和铁素体界面偏析的结果,不论是在轧后冷却过程中或是正火加热过程中都是如此。     

Nb的析出对变形诱导铁素体相变的影响

通过Gleeble2000热模拟实验机，研究了X65管线钢中Nb在变形奥氏体中的析出状态对变形诱导铁素体相变（DIFT）的影响。试验结果表明，在奥氏体临界区变形时，第一道次变形后，随变形后等温时间延长，诱导铁素体量变化不大。等温时间达120S时，变形奥氏体仍未发生再结晶。在道次间随时间延长，Nb的析出量增加，第二道次变形后诱导的铁素体也显著增加。微合金元素Nb通过碳氮化物的析出作用促进变形诱导铁素体相变。     

等温处理对高级别管线钢晶内铁索体形成的影响

采用热模拟技术,研究700、650、600、550℃等温处理对管线钢晶内铁素体形成的影响以及600℃下钢的组织随等温时间的转变规律。测量不同等温温度处理后钢的维氏硬度,分析钢中诱导晶内铁素体析出的夹杂物的成分。结果表明,由700℃逐渐降低至550℃进行等温处理,钢的硬度先降低后升高,晶内铁素体的数量在650℃时最大;600℃时在原奥氏体晶粒内部,晶内针状铁素体与贝氏体存在竞争关系;由Mg、Al、Ti等元素构成的复合夹杂物可以诱导晶内铁素体形核。     

等温处理对高级别管线钢晶内铁素体形成的影响

采用热模拟技术,研究700、650、600、550℃等温处理对管线钢晶内铁素体形成的影响以及600℃下钢的组织随等温时间的转变规律。测量不同等温温度处理后钢的维氏硬度,分析钢中诱导晶内铁素体析出的夹杂物的成分。结果表明,由700℃逐渐降低至550℃进行等温处理,钢的硬度先降低后升高,晶内铁素体的数量在650℃时最大;600℃时在原奥氏体晶粒内部,晶内针状铁素体与贝氏体存在竞争关系;由Mg、Al、Ti等元素构成的复合夹杂物可以诱导晶内铁素体形核。     

贝氏体等温温度对超高强冷轧TRIP钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350～410℃保温600 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温温度对超高强相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成;贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温温度增加,固溶C原子扩散系数提高,促进残余奥氏体中碳化物的析出。因此,奥氏体中的平均固溶C含量降低,使得TRIP钢残余奥氏体分数降低,马氏体体积分数增加。贝氏体等温温度由350℃增加至410℃时,TRIP钢屈服强度由720 MPa降低至573 MPa,抗拉强度由1 195 MPa提高至1 312 MPa,伸长率A_(80)由17.8%降低至12.5%。贝氏体等温温度为350℃时,冷轧TRIP钢具有优良的综合力学性能,强塑积达到21 270 MPa·%。     

超低碳钢在铁素体生长过程中硼分布的变化

通过对照显微结构与硼的自射线径迹显微照相（ＰＴＡ）,研究了一种超低碳含硼钢在铁素体生长过程中硼分布的变化,发现：在发生等温铁素体相变前,硼已偏聚在奥氏体晶界上;铁素体在奥氏体晶界形核;在有铁素体生成的奥氏体晶界上,硼偏聚减弱;沿晶界长出的小块铁素体中硼浓度明显高于奥氏体,但随铁素体长大,其硼含量逐渐与母相持平。这些现象表明,铁素体长大不受硼在奥氏体中扩散的控制     

剧烈塑性变形对珠光体钢丝奥氏体转变的影响

 用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、同步热分析仪研究了冷拉拔形变对珠光体钢丝奥氏体化热处理过程和组织的影响。经过冷拉拔剧烈塑性变形后,珠光体组织呈纤维状,其片层沿拉拔轴向排列,厚度剧烈减薄,铁素体<110>丝织构强度达到饱和。经剧烈塑性变形的珠光体在奥氏体化转变时,奥氏体形核更早、更密集,且沿轴向生长;在完成等温转变后,其原奥氏体晶粒、珠光体团尺寸均明显细化,其铁素体<110>丝织构一定程度遗传到了相变后的组织中,但沿拉拔轴向排列的片层形貌特点并未得到遗传。     

含硅钢中的贝氏体中脊

用透射电镜详细地研究了60Si2Mn和9SiCr两种含硅钢的中温贝氏体相变,观察到在360℃以下等温形成的贝氏体片中普遍地存在中脊。研究结果表明,中脊实质上是无碳化物的贝氏体铁素体。中脊附近的贝氏体铁素体和母相奥氏体之间呈西山关系。作者认为中脊是贝氏休铁素体的切变核。