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概述了低合金超高强度钢中所涉及的相变及组织控制方法。马氏体相变是低合金钢获得超高强度的最基本的途径,通过优化热处理或形变热处理工艺获得细化的马氏体板条是保证超高强度的关键。马氏体钢中足够的塑韧性通过适度回火来保障,回火过程中组织控制的关键是避免脆性渗碳体碳化物的析出。对低合金超高强钢起重要作用的贝氏体主要有两种,下贝氏体和无碳化物贝氏体,其中下贝氏体主要与马氏体一起形成复合组织,细化马氏体板条尺寸。无碳化物贝氏体通过得到超细亚结构或超细板条而获得超高强度,同时利用贝氏体转变的不完全性获得稳定的高碳残留奥氏体来保证塑韧性。残留奥氏体在低合金超高强钢韧性改善方面起着重要作用,Q-P(或Q-P-T)钢和TRIP钢中较多的残留奥氏体可赋予低合金超高强钢超乎寻常的高塑韧性。 相似文献
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研究了C-Mn-P-Cr成分设计热轧双相钢分段冷却过程的相变行为,分析了分段冷却工艺参数和卷取温度对铁素体和马氏体相变组织及性能的影响。结果表明,在分段冷却控制相变过程中,两段水冷间隔空冷开始温度和空冷时间影响铁素体转变体积分数、形态和晶粒尺寸,从而也影响残留亚稳奥氏体的体积分数和分布。卷取温度影响亚稳奥氏体的转变,进而也影响马氏体的自回火过程和铁素体的过时效过程。两段水冷间隔空冷温度宜控制在650~660℃,以促进多边形铁素体均匀充分转变。空冷开始温度降为630~640℃,则会出现针状铁素体。当650~660℃空冷时间从5 s延长到8 s,铁素体体积分数从65%增加到87%,且马氏体明显细化。卷取温度250~300℃时,铁素体马氏体两相界面处有约300 nm的较大碳化物颗粒,且马氏体内部有一定程度的回火,析出了少量的细小碳化物,会使得屈服强度偏高约80 MPa。采用150~200℃卷取可获得较为理想的双相组织和力学性能。 相似文献
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基于Gleeble3500热模拟试验机开展了一系列BR1500HS钢圆棒试样的等温相变测试,得到了其扩散型相变的热膨胀曲线,结合试样微观组织观察结果综合确立扩散型相的种类,进而绘制出BR1500HS钢扩散型相变的等温转变曲线(TTT曲线),曲线呈“双C型”,“鼻温”分别为480和640℃,这两个温度下对应孕育期最短。最后,引入Johnson-Avrami动力学方程建立了该材料扩散型相变动力学模型,所建立的模型可以预测超高强度钢扩散型相变温度区间内任一转变条件下扩散型相转变体积分数与时间的关系:针对转变温度而言,在较低温度下转变速率决;针对转变阶段而言,在转变中间阶段转变速率快,具体定量关系由模型表达式给出。 相似文献
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《金属热处理》2015,(10)
采用热力模拟试验机研究了Ni含量为0.20%、0.50%、0.80%3种成分低温试验钢T1、T2、T3在不同冷却速率下的组织转变规律及其CCT曲线,采用光学显微镜对组织进行了观察,采用显微硬度计对其硬度进行了测定,分析了Ni含量及冷却速率对显微组织和硬度的影响。结果显示,随Ni含量增加,试验钢的铁素体转变区域、珠光体转变区域逐渐减小,T1试验钢铁素体转变温度范围为739~465℃,珠光体转变温度范围为659~558℃,T2试验钢铁素体转变温度范围为716~509℃,珠光体转变温度范围为644~574℃,T3试验钢铁素体转变温度范围为690~500℃,珠光体转变温度范围为572~513℃。当冷速为10℃/s,V析出强化作用开始减弱,此时硬度值出现一个波谷。控制合理冷速在5~10℃/s之间,Ni含量控制在0.50%~0.80%之间,有利于韧性相针状铁素体、贝氏体复相组织生成。 相似文献
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综述了合金元素Si对低合金高强度钢和超高强度钢抗延迟断裂性能的影响,结合延迟断裂的氢脆机制分析了Si改善钢的抗延迟断裂性能的原因,指出开发无碳化物贝氏体钢是提高钢的抗延迟断裂性能的途径。 相似文献
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Si对低合金高强度钢和超高强度钢抗延迟断裂性能的影响 总被引:2,自引:0,他引:2
综述了合金元素Si对低合金高强度钢和超高强度钢抗延迟断裂性能的影响,结合延迟断裂的氢脆机制分析了Si改善钢的抗延迟断裂性能的原因,指出开发无碳化物贝氏体钢是提高钢的抗延迟断裂性能的途径。 相似文献