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加热速率对GCr15轴承钢铸坯表面组织有较大影响。利用DIL805A热膨胀仪进行热模拟试验,通过分析GCr15轴承钢在连续加热过程中的热膨胀曲线,研究了不同加热速率下的奥氏体转变过程,分析了加热温度对奥氏体转变温度和奥氏体转变量的影响,分析了不同加热速率下奥氏体转变规律和大断面铸坯表面组织。结果表明:GCr15轴承钢中珠光体转变为奥氏体,温度范围约为760~810 ℃;(Fe,Cr)3CⅡ向奥氏体中的溶解,温度范围约为810~1 100 ℃;奥氏体的成分均匀化温度大于1 100 ℃。若GCr15大断面铸坯表面过热度大,相变后晶粒粗大,相对于内部组织其表面的耐磨性和抗疲劳性下降,且铸坯表面奥氏体浓度均匀性差,后续液析碳化物溶解过程受阻碍,碳化物溶解浓度不均匀,表面的组织性能受到影响。根据J-M-A方程,计算了模型参数,GCr15轴承钢激活能Q约为7.156×105 J/mol,n=0.52,k0=75。 相似文献
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《金属热处理》2017,(3)
采用Formastor-FⅡ型热膨胀装置测定了SA508Gr.4N钢在不同加热速率下连续奥氏体化过程的热膨胀曲线,研究了该钢的连续奥氏体化相变行为,发现当加热速率较低时,相变开始温度较低,且相变温度区间延长。建立了SA508Gr.4N钢奥氏体化相变的Johnson-Mehl-Avrami(J-M-A)方程,并根据试验数据拟合得出奥氏体化相变激活能Q约为1.151×10~6J/mol,J-M-A方程参数n=0.67,lnk_0=129.6。根据J-M-A动力学方程推导出不同温度下等温奥氏体相变动力学曲线,随着保温温度的升高,奥氏体化进程加快,奥氏体化相变速率增大。根据等温奥氏体相变动力学曲线获得了SA508Gr.4N钢的温度-时间-转变量曲线。 相似文献
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采用淬火相变热膨胀仪测定了30MnNiCuMoB-RE铸钢890℃完全奥氏体化后以不同速度连续冷却时的膨胀曲线。通过金相检验和硬度测定研究了30MnNiCuMoB-RE铸钢在连续冷却过程中的相变动力学。结果表明:30MnNiCuMoB-RE铸钢在890℃完全奥氏体化后以0.01~100℃/s的速率冷却时,随着冷却速率的增大,奥氏体依次转变为铁素体、贝氏体和马氏体,铁素体转变温度区间为717~611℃,贝氏体转变温度区间为590~323℃,马氏体转变温度区间为313~168℃;从获得的连续冷却转变(CCT)曲线可知,随着冷却速率的降低,发生贝氏体相变的临界冷速为50℃/s,发生铁素体转变的临界冷速为0.5℃/s;由于钢中存在一定程度的偏析,以0.01~0.2℃/s的速率冷却时,奥氏体依次转变为铁素体和贝氏体,钢的组织不均匀;随着冷却速率的提高,钢的硬度从200 HV10提高至500 HV10。 相似文献
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采用DIL805A热膨胀仪,测定了20CrMo钢以3~180℃/min的速率加热奥氏体化过程中的膨胀量。根据杠杆原理计算了钢的奥氏体形成量。采用J-M-A方程进行了线性回归分析,以获得钢的等温奥氏体化动力学曲线。采用高温金相显微镜检测了以不同速率加热的20CrMo钢的奥氏体形成规律。结果表明:20CrMo钢的珠光体约在730~770℃开始转变为奥氏体,珠光体和铁素体约在860~890℃完全转变为奥氏体,奥氏体约在890℃以上温度达到成分均匀化。根据J-M-A方程计算的模型参数为:激活能Q约为6.014×105 J/mol,n为0.607 477,ln k0为62.442 15;在1 133 K以上温度钢中铁素体和珠光体转变为奥氏体的速率较快,转变时间在100 s以内;低于1 093 K时,铁素体和珠光体转变为奥氏体的时间显著延长。 相似文献
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通过实验和相变动力学方法对30Cr2Ni4MoV钢在连续加热过程中的奥氏体化过程进行了研究。结果表明,奥氏体化的相变激活能Q和相变动力学参数n,k0分别为2.358×106J/mol,0.2501和269.8。通过拟合得到的奥氏体化曲线与实验结果吻合较好,并且对该钢在加热过程中的等温转变曲线进行了预测。 相似文献
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在Gleeble-1500D热模拟试验机上,利用膨胀法测定了PCrNi3MoV钢在不同冷却速度下过冷奥氏体连续冷却时的膨胀曲线。采用切线法获得了其相转变点,用Origin软件绘制PCrNi3MoV钢过冷奥氏体连续冷却相转变曲线(CCT曲线)。结果表明:PCrNi3MoV钢的临界点:Ac1和Ac3分别为720℃和850℃;Ms和Mf分别为300℃和160℃。对于过冷奥氏体,当冷却速度较慢时,如0.05~0.07℃/s时主要发生铁素体、贝氏体和马氏体转变;而冷却速度中等时,如0.1~1℃/s时发生贝氏体和大量马氏体转变;当冷却速度较大时,如50℃/s时只发生马氏体转变。随着冷却速度的增加,维氏硬度从500 HV迅速增加,当冷速大于1℃/s以后趋于平稳并达到800 HV。 相似文献
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利用JMatPro 7.0软件模拟预测Q1100高强钢的平衡相组成、钢的连续加热奥氏体化(TTA)曲线和钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线、淬透性以及热物理性能参数。计算结果表明:Q1100高强钢奥氏体化温度Ac1=713.3 ℃,Ac3=831.9 ℃。钢在连续加热过程中,加热速率在1000 ℃/s时,奥氏体均匀化时间最短。钢在连续冷却过程中,其屈服强度、抗拉强度和硬度均随冷却速度的增大而增大,当冷却速度为100 ℃/s时,硬度、屈服强度和抗拉强度分别达到其最大值41.7 HRC、1180 MPa和1267 MPa。热物理性能参数密度和杨氏模量均随温度的降低而增大,热导率则先减小后增大;比热容、泊松比和线膨胀系数均随温度的降低而减小。 相似文献
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利用DIL805A型热膨胀仪测定R4(22MnCrNiMo)钢膨胀曲线,并结合金相、硬度检验绘制出试验钢的CCT曲线,研究不同冷却速度对该钢的组织转变影响。结果表明,R4(22MnCrNiMo)钢的临界转变点为:Ar3=819.5 ℃,Ar1=778.5 ℃;当冷速为0.1~0.5 ℃/s时,冷却得到的组织主要为下贝氏体+残留奥氏体+极少量马氏体;当冷速达到3 ℃/s时,显微组织中只有极少量下贝氏体组织存在;继续增大冷速,显微组织均为板条状、针状马氏体+残留奥氏体。 相似文献
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运用膨胀法同时结合显微组织观察及硬度测试确定了一种矿山机械用贝氏体耐磨铸钢的连续冷却转变曲线。结果表明:该矿山机械用贝氏体耐磨铸钢的Ac1、Ac3、Ms分别约为790、845和303 ℃;当冷却速度低于0.05 ℃/s时,组织为铁素体和珠光体;当冷却速度介于0.05 ~0.1 ℃/s之间时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体;当冷却速度在0.25~15 ℃/s之间,为贝氏体+马氏体复相组织;当冷却速度大于30 ℃/s时,奥氏体几乎全转变为马氏体组织;马氏体临界转变速度在15~30 ℃/s之间。随着冷却速度的增加,显微硬度先快速增加后趋于585 HV0.01。 相似文献
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采用Formastor-FⅡ全自动热膨胀相变仪测试了5Cr2NiMoVSi模具钢在不同冷却速度下的膨胀曲线,结合显微组织和硬度分析结果,绘制连续冷却转变(CCT)曲线,研究了材料的相变特性;通过热处理工艺试验研究了回火参数对材料力学性能的影响。结果表明,5Cr2NiMoVSi钢的过冷奥氏体具有较好的稳定性,连续冷却转变曲线大幅度右移;材料硬度和冷却速度关联较大,随着冷却速度增大,硬度迅速提高;临界冷却速度为0.4 ℃/s,马氏体硬度基本保持在640 HV以上;材料回火温度在550~590 ℃时,可获得不低于1628 MPa的抗拉强度,具有较好的回火稳定性。 相似文献
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通过扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)、热膨胀仪、洛氏硬度计等手段研究了弹簧钢55SiCr的组织和相变点以及残留奥氏体和碳化物在热处理过程中的组织演变。结果表明:55SiCr弹簧钢淬火后残留奥氏体以块状分布在基体上;随回火温度的升高,残留奥氏体减少并呈粒状和薄膜状分布;C在残留奥氏体中富集,使其稳定性增强;Si抑制了碳化物的析出,提高了残留奥氏体的稳定性。低温回火时,Si延缓了渗碳体析出;高温回火时,C原子扩散速率提高,促进渗碳体析出,引起体积的收缩。慢速加热回火时,C有足够的时间扩散,从而促进渗碳体的形成,使渗碳体的形成温度提前;快速加热回火时,C来不及扩散,抑制了渗碳体的析出。回火加热速率一样时,试验钢的硬度随回火温度的提高而下降。当回火温度为400 ℃时,硬度值最大为51 HRC;当回火温度为650 ℃时,硬度值最小为37 HRC。当加热速率为0.1 ℃/s时,硬度值最小为33 HRC;当加热速率为200 ℃/s时,硬度值最大为40 HRC。 相似文献
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利用Thermo-Calc热力学软件(TCFE 9数据库)、DIL805A/D变形热膨胀相变仪和场发射扫描电镜(FE-SEM)研究了连续冷却转变及等温转变过程中无钛热冲压成形钢的微观组织演化规律。结果表明:试验钢的Ac1=749 ℃,Ac3=863 ℃。绘制了CCT曲线和TTT曲线;无钛热冲压成形钢的马氏体相变开始温度Ms=385 ℃,马氏体相变结束温度Mf=130 ℃。过冷奥氏体冷却过程中,发生马氏体相变的临界冷却速度为5 ℃/s;当等温温度高于750 ℃时,热冲压成形后可获得全马氏体组织。 相似文献
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针对Q&P钢实际生产中需要建立适用于连退工艺的奥氏体相变动力学模型的问题,通过热膨胀试验测得了在不同加热速率条件下Q&P钢的奥氏体相变膨胀曲线,基于JMAK方程建立了适用于连退工艺的奥氏体相变动力学模型,计算得到了试验钢相变激活能Q=9.66×105J/mol,相变动力学参数n=0.185,lnk0=104.64。利用DIL805A/D 膨胀仪对试验钢在两相区进行了保温+淬火试验,确定了不同工艺下的奥氏体体积分数。结果表明:当保温温度一定时,在较短时间奥氏体体积分数达到峰值,延长保温时间奥氏体体积分数增加缓慢;在相同保温时间下,保温温度越高,奥氏体体积分数越大。模型计算的奥氏体体积分数与试验结果吻合良好,能够准确预测奥氏体相变的体积分数。 相似文献