热处理工艺对新型刀具用马氏体不锈钢6Cr15Mo组织和性能的影响

研究了6Cr15Mo钢(%:0.59C、14.96Cr、0.52Mo、0.22V、0.004 6N)1 000～1100℃淬火的组织和硬度,以及1080℃淬火+100～700℃回火时,该钢的组织、硬度和冲击韧性。结果表明,1080℃淬火6Cr15Mo钢硬度值最高(平均HRC值61.6),在500℃回火出现二次硬化峰,冲击韧性较低(12 J/cm~2),采用1 080℃淬火+150～250℃回火,可获得最佳强韧性配合(平均HRC值55,冲击值17 J/cm~2)。     

900 MPa级高强钢的连续冷却转变及组织调控分析

为了探究新型18CrNiMo中厚板钢连续冷却相变规律及其最佳热处理工艺，绘制了试验钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),根据CCT曲线对钢板的热处理工艺进行工业试制并对试制钢的组织及强韧性进行了分析。采用热膨胀相变仪，结合光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)进行组织观察以及维氏硬度(HV)测试，综合分析绘制了试验钢的CCT曲线。结果表明，当试验钢的冷却速率不大于2℃/s时，室温组织主要由铁素体和粒状贝氏体组成；冷却速率为2～30℃/s时，室温组织从以贝氏体组织为主，逐步转变为以板条马氏体为主，且随着冷却速度增加，过冷度增大，马氏体组织进一步细化；冷却速率增至不小于30℃/s时，室温组织主要为马氏体组织。试验钢硬度变化呈现为2个阶段，组织由多边形铁素体逐步转变为板条贝氏体/马氏体，此时硬度由121HV快速增加到356HV;此后冷却速度继续增加，组织细化，硬度由366HV平稳上升到407HV。根据CCT曲线制定了18CrNiMo钢淬火+回火(900℃淬火，冷却速度10～30℃/s+高温650℃回火)热处理工艺，生产出一种屈服强度R_p0.2≥...     

10B21合金冷镦钢连铸坯动态连续冷却转变曲线的测定和分析

10B21钢280 mm×380 mm连铸坯(/%:0.19C,0.05Si,0.79Mn,0.017P,0.002S,0.17Cr,0.032Ti,0.002 0B,0.025Als)的冶金工艺流程为100 t BOF-LF-VD-CC。利用Gleeble-3800热模拟试验机,测定了10B21钢冷却速度0.2～50℃/s的膨胀曲线,结合热膨胀法和金相-硬度法,获得了该钢的动态连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,在冷却速度0.2～1℃/s时,该钢组织为铁素体(F)和珠光体(P);5～20℃/s可能是魏氏组织(W)形成的冷却速度范围; >5℃/s时,实验钢开始出现贝氏体(B)组织; >10℃/s时,实验钢的组织出现马氏体(M)组织; >25℃/s实验钢的组织主要由B+M组成; >50℃/s时,得到单一的M组织。     

控轧控冷工艺对低碳贝氏体高强钢AH80DBD组织和力学性能的影响

通过宏观断口、扫描断口、金相组织、透射电镜等方法分析了AH80DBD低碳贝氏体钢的组织结构对冲击性能的影响。试验结果表明：该钢轧后冷速22℃/s时，冲击韧性较好(-20℃A_KV 204～235 J),其组织为粒状贝氏体+板条贝氏体+细小的M-A,板条间距200～400 nm,而轧后冷速12℃/s时，板条间距～800 nm,-20℃A_KV 41～57 J,因此，AH80DBD钢在生产过程中冷却速率应≥20℃/s。     

基于相变产物构建DP1180相变动力学方程研究

摘要：DP1180钢相变动力学方程的构建,有利于其力学性能的精准调控。利用Gleeble 3500对DP1180钢进行相变点测定,结合切线法、金相 硬度法研究了DP1180钢在冷却过程中的显微组织演变规律,绘制连续冷却转变曲线(CCT),并基于相变产物对相变动力学方程（JMAK方程）进行了修正。结果表明：冷速为0.5~1℃/s时,组织为铁素体(F)和贝氏体(B);冷速为2℃/s时,有马氏体(M)出现;冷速为10℃/s时,组织为贝氏体(B)和马氏体(M);冷速大于20℃/s时,组织以马氏体(M)为主;显微硬度随冷速的增加而升高;基于不同相变产物对n值的影响规律,对传统JMAK方程进行修正,构建了基于相变产物的相变动力学方程,预测精度得到提升。     

CSP条件下稀土微合金钢的静态再结晶行为

研究CSP基料在随后冷轧退火过程中的组织演变与静态再结晶行为,对于力学性能的控制具有重要意义。以普通低碳SPCC钢和加入稀土的低碳SPCC钢为研究对象,冷轧变形71%后分别在560℃到640℃(每隔20℃)进行再结晶退火,退火时间分别为10~2s,10~(2.5)s,10~3s,10~(3.5)s,10~4s。采用光学显微镜观察冷轧与再结晶试样显微组织,运用Image-tool软件统计金相组织晶粒大小,通过分析各温度时间的再结晶百分比,计算了两种钢的再结晶激活能。结果表明,稀土元素能细化再结晶后的晶粒,并提高再结晶温度和再结晶激活能。本实验条件下,未加稀土与加稀土的再结晶激活能分别为148 k J/mol和221 k J/mol。     

控制冷却对中碳高钒非调质钢组织性能的影响

 利用Gleeble- 3800热模拟试验机研究了锻后控制冷却对一种胀断连杆用中碳高钒非调质钢37MnSiVS微观组织及硬度的影响。结果表明,冷却速度对试验钢的组织性能具有显著的影响,即随着冷却速度的增加,试验钢中的珠光体体积分数和硬度均逐渐增加;当冷却速度增加到1. 5 ℃/s以上时,组织中开始出现贝氏体组织,硬度不再提高。锻造变形有助于获得细小的组织和较多的铁素体,但使钢的硬度有所降低。试验钢变形后快冷到600 ℃左右进行合适的等温处理,通过大量细小弥散的V(C,N)粒子的析出强化作用,可使试验钢的强度得到显著提高。结果表明,通过控制锻后冷却方式而控制组织及V(C,N)粒子的析出程度可实现对锻件硬度(强度)的差异化控制。     

高碳微钒钢轨钢欠速淬火的可行性研究

研究了高碳微钒钢轨钢的连续冷却转变特性,且从加热温度、冷却速度与组织,性能的关系方面研究了采用欠速淬火的可行性。结果表明,当该钢在950℃加热,以3℃/s的冷速冷却时,组织、硬度符合要求(组织为全细珠光体,硬度≤HRC 42),强度σb达1360MPa,冲击韧性为36J/cm~2。在加热温度相同,冷速达4℃/s时,组织就出现马氏体,因此,该钢轨钢虽可用于欠速淬火,但要求的冷速低,范围窄。     

压力容器用14Cr1MoR钢奥氏体连续冷却转变曲线

利用膨胀仪测定了14CrlMoR钢(/%:0.01C,0.66Si,0.80Mn,0.006P,0.003S,1.72Cr,0.31Mo,0.01Nb)的临界点及连续冷却转变曲线并研究了冷却速度对试验钢的组织及显微硬度的影响。结果表明,当冷却速度为0.1~1℃/s时,试验钢的转变组织为铁素体和珠光体;2~5℃/s时,试验钢得到铁素体、珠光体以及少量粒状贝氏体的混合组织;10℃/s时,试验钢组织为铁素体和粒状贝氏体;15~20℃/s时为板条贝氏体组织;25~50℃/s时,该钢得到板条贝氏体和马氏体的混合组织。     

T/P92钢CCT曲线测试与分析

利用L78RITA快速热膨胀仪,结合金相和硬度测试,得出了T/P92钢的连续冷却转变曲线。当冷却速度0.05℃/s时,出现铁素体和马氏体双相组织;冷速0.05℃/s时,组织为全马氏体;随着冷速由0.05℃/s增加到50℃/s,组织从回火马氏体转变为淬火马氏体,显微硬度由281.1 HV1升高至403.9 HV1。T/P92钢具有较好的淬硬性。     

汽车螺旋悬架弹簧用钢55SiCrA组织和性能研究

采用热膨胀法结合显微金相与硬度法,在LINSEIS L78 RITA相变仪上测定了55Si Cr A弹簧钢的临界点温度和连续冷却转变曲线,研究了冷却速度对组织和硬度的影响规律。在此基础上,进行了控轧控冷工业试验。结果表明,当冷速≤2℃/s时,转变产物为少量铁素体、珠光体,珠光体硬度随冷速增大而增大;当冷速≥5℃/s时,转变产物为珠光体、马氏体;当冷速≥20℃/s时,转变产物为马氏体,硬度随冷速增大而增大;现场控轧控冷的试验钢抗拉强度达到1 163 MPa,伸长率为13%,面缩率为49%,综合力学性能良好,满足了用户的使用要求。     

H11Mn2SiA焊接用钢连续冷却组织转变与工艺控制

利用Gleeble-1500热模拟试验机测定了H11Mn2SiA的动态连续冷却转变(CCT)曲线,并观察了其组织和硬度。结果表明,当H11Mn2SiA从奥氏体以不同冷却速率冷却时,存在奥氏体向铁素体和珠光体的转变、贝氏体转变和马氏体转变;贝氏体转变的临界冷却速度为2.5℃/s;冷却速度达到20℃/s时会出现马氏体组织;因此H11Mn2SiA的冷却速度应控制在≤1℃/s。实践中选用终轧温度860℃～900℃、吐丝温度850±10℃和0.10～0.15 m/s的辊道速度,能够将冷却速度控制在0.3～0.6℃/s范围内,使H11Mn2SiA获得最佳的组织和性能。     

铁素体基Ti-Mo高强钢连续冷却相变及组织性能

摘要：为了深入了解铁素体基Ti-Mo高强钢在连续冷却相变过程中组织及硬度的变化及其原因，通过热膨胀法、金相及硬度等实验研究了Ti-Mo微合金钢在连续冷却条件下组织及性能的变化，探讨了冷却速率对组织、硬度及相变行为的影响机理，揭示了（Ti，Mo）C在奥氏体和铁素体中Ti/Mo原子比变化的原因。结果表明，随着冷却速率由0.06℃/s增加至17.9℃/s，组织依次为多边形铁素体+珠光体→多边形铁素体+粒状贝氏体→粒状贝氏体，硬度由144HV逐渐增大至228HV。当冷速由0.14℃/s增大至0.90℃/s时，组织中多边形铁素体比例不断增大，珠光体比例不断降低，硬度的提高主要来自于铁素体晶粒尺寸的细化及纳米级（Ti，Mo）C粒子的增多；当冷速由1.79℃/s增大至17.9℃/s时，组织中多边形铁素体比例不断降低，贝氏体比例不断提高，硬度的提高主要是由于贝氏体组织的细化及其比例的增加。（Ti，Mo）C粒子主要有2类：一类是奥氏体中析出的10～20nm的粒子，Ti原子数分数约为88%，另一类是铁素体中析出的小于10nm的粒子，Ti原子数分数约为68%，EDS测量结果与计算结果大致相当。     

X52管线钢轧制工艺和性能研究

通过合理的组织、成分设计,对高强度管线钢控轧控冷工艺参数中加热温度、终轧温度、卷取温度、冷却速度进行控制,得到最佳工艺参数;利用金相显微镜对轧制试样进行金相组织分析,并进行力学性能检测。结果表明,当加热温度为(1 200±20)℃、终轧温度为(850±10)℃、卷取温度为[520(目标值)±14]℃、冷却速度为35℃/s时,钢板可获得铁素体+珠光体、F/P的最佳组织构成与最优的综合力学性能。     

15MnVB钢160 mm xl60 mm铸坯热变形奥氏体连续冷却转变行为

采用Gleble-1500热模拟机测定了15MnVB钢在0.05～20℃/s冷速下连续冷却转变的膨胀曲线,结合光学显微镜的微观组织观察,测绘了该钢热变形奥氏体连续冷却转变过程中的动态CCT曲线;研究了其连续冷却转变产物的组织形态和硬度。实验结果表明,15MnVB钢在0.05-20℃/s冷却速率下的组织主要由铁素体+珠光体、铁素体+珠光体+贝氏体、铁素体+珠光体+贝氏体+马氏体、贝氏体+马氏体组成。     

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。     

变形温度对CSP热轧65Mn带钢相变行为的影响

利用ThermecMastor-Z型热模拟试验机模拟CSP工艺条件,辅以金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和维氏硬度计等,研究65Mn钢的连续冷却转变规律及变形温度对其等温相变的影响。绘制了65Mn钢的动态CCT曲线。结果表明,当轧后冷速小于2℃/s时,试验钢可获得铁素体和珠光体组织。随着冷速的增大,试验钢中将出现贝氏体和马氏体组织,硬度增大。当冷速大于40℃/s时,试验钢中的组织全为马氏体,硬度达到678.05HV。此外,在研究不同变形温度对65Mn钢等温相变的影响时发现,第2道次变形温度为920℃时,珠光体组织多呈片层状,硬度为271.86HV;随着变形温度的降低,试验钢中铁素体含量增加,珠光体球化趋势明显,粒状珠光体含量增多。当变形温度下降至860℃时,试验钢的硬度降低至252.21HV,有利于其后续深加工。     

冷作硬化非调质钢的连续冷却相变规律

钢的连续冷却相变曲线(CCT)是组织调控的基本依据,为了优化紧固件用冷作硬化非调钢热轧态的组织和力学性能,采用DIL805A相变仪测定了试验钢在0.1～50℃/s不同冷却速率下的热膨胀曲线,结合金相硬度法确定相变类型,并绘制了试验钢的CCT曲线.结果 表明,试验钢马氏体转变点(Ms)为280℃,在不同冷速范围内均有铁素...     

冷却工艺对Ti微合金化高强钢组织和硬度的影响

摘要：通过热模拟实验,研究了冷却工艺参数对Ti微合金化高强钢组织和硬度的影响。结果表明：当终冷温度为700℃时,随着冷却速度的增大,铁素体和珠光体组织得到了显著细化,实验钢硬度增加;随着终冷温度的降低,多边形铁素体晶粒尺寸呈减小趋势,铁素体和珠光体含量逐渐降低,珠光体片层间距逐渐减小,贝氏体含量增加,相变强化和细晶强化共同作用使得实验钢的硬度逐渐增加;钢中存在少量粗大的TiN和Ti4C2S2粒子,冷却速度由5℃/s增大到30℃/s,TiC粒子的析出数量明显增加,平均尺寸由8.1nm减小到6.7nm;终冷温度由700℃降到600℃,第二相粒子TiC的析出数量逐渐减少,平均析出粒子尺寸由6.7nm减小到5.9nm。研究结果为Ti微合金化高强钢控制冷却工艺的制定奠定了理论基础。