低碳钢奥氏体晶粒控制对应变强化相变的影响

研究了在温度过冷条件下,名义变形为５０％（应变为－０．６９）,应变速率为１ｓ＾－１,形变温度为８００－７４０℃时,低碳钢相变前奥氏体晶粒尺寸（平均直径为４４－７μｍ）对应变强化相变铁素体转变量及铁素体晶料大小的影响,形变前奥氏体晶粒小的铁素体转变量增加,相变完成后细小铁素体晶粒分布较均匀;形变前奥氏体晶粒粗大时,形变后铁素体转变不完全,铁素体晶粒粗大且不均匀,这种影响的显著程度随形变温度的降低而家     

形变奥氏体连续冷却相变后α晶粒尺寸的预测

基于相变动力学和热力学原理，提出了变形γ→α连续冷却相变后α晶粒尺寸的预测计算方法。用该方法进行了计算机模拟计算结果和实验室轧制实测结果相当吻合，表明这种理论计算方法是可行的。     

中锰奥氏体基耐磨钢中马氏体的应用

合理设计了中锰奥氏体基耐磨钢的成分,并选择合适的水韧处理工艺来获得一种介稳的单相奥氏体,在此组织基础上进行不同的等温热重申２工艺岖得一定量的马氏体,以提高基体的初始硬度,又不恶化其冲击韧度。再通过与高锰钢（Ｍｎ１３）在同等工况条件下进行耐磨性模拟对比试验,来选择适合中锰钢中、低冲击磨料磨损条件下使用的热处理工艺和组织,同时对试样进行金相组织观察及力学性能测试。     

GCr15钢激光淬火层的奥氏体晶粒尺寸

ＧＣｒ１５钢激光淬火层的晶粒尺寸可在很大范围内变化，从约３０μｍ到小于２μｍ。以激光光斑为中心，相距越远，晶粒尺寸越细小，晶粒尺寸的变化与激光加热时理论推导的温度场存在对应关系。激光扫描速度对激光淬火层的奥氏体晶粒尺寸有显著的影响，原始组淬火层体晶粒尺寸影响较小，ＧＣｒ１５钢激光淬火层奥氏体晶粒尺寸的研究为激光淬火工艺的制订提供了重要的参考依据。     

奥氏体强化对马氏体和贝氏体相变的影响

研究了三个Fe-Ni-C合金及三个工业用钢的奥氏作强化对M_s及B_s温度的影响.M_s温度随着奥氏体屈服强度的增加而线性下降,而B_s温度和奥氏体强度之间无任何直接的关系,发现三个Fe-Ni-C合金的B_s温度与D_C~γ和D_(Fe)~γ成正比线性关系,求出这三个合金TTT图上鼻部温度的△G_V及D_(Fe)~γ,则它们的孕育期正比于Feder等的扩散型相变孕育期公式计算值,说明在鼻部温度时,贝氏体孕育期受化学自由能差及Fe原子扩散的控制.     

形变奥氏体连续冷却相变后α晶粒尺寸的预测

基于相变动力学和热力学原理，提出了变形γ→α连续冷却相变后α晶粒尺寸的预测计算方法．用该方法进行的计算机模拟计算结果和实验室轧制实测结果相当吻合，表明这种理论计算方法是可行的．     

数值模拟钢中奥氏体晶粒尺寸的方法及其进展和应用

钢的奥氏体晶粒尺寸是一个重要的微观结构参数,是决定钢的强韧性的重要因素,在热处理等热加工过程中需合理控制.钢的奥氏体晶粒度的数值模拟方法有蒙特卡罗法、元胞自动机法和相场法.相场法除了模拟晶粒长大过程外,在模拟奥氏体-铁素体转变和奥氏体-珠光体转变等扩散型固态相变方面都有成功的应用.与采用其他方法模拟相比,采用相场法模拟...     

奥氏体中锰钢多元合金化对耐磨性的影响

通过在奥氏体中锰钢基础上分别或复合加入合金元素Nb、w、Ti、B、N、Cr、Cu,以便在奥氏体中形成适量弥散分布的第二相,从而提高在非强烈冲击工况下的耐磨性。当冲击功为1J时,把合金化的奥氏体中锰钢的耐磨性同Mn13钢及普通中锰钢相比较,得出相对耐磨性的大小。由实验可知多元合金化中锰钢的耐磨性相对Mn13钢的耐磨性提高了68~118%。从微观分析结果,对耐磨性的提高进行了探讨。     

淬火工艺及Nb元素对30MnB5钢原奥氏体晶粒度的影响

利用光学显微镜(OM),研究了淬火工艺及Nb元素对30MnB5钢的原奥氏体晶粒度的影响。结果表明:含Nb的30MnB5钢在淬火温度860~920 ℃,保温时间不超过60 min时,原奥氏体晶粒度具有良好的稳定性;当淬火温度达到950 ℃时,保温时间超过30 min后,原奥氏体晶粒尺寸随着保温时间增长逐渐变大;因此,淬火温度低于950 ℃时,Nb元素对30MnB5钢热处理过程中原奥氏体晶粒生长具有抑制作用;当淬火温度达到1000 ℃时,Nb元素仅在30 min以内对原奥氏体晶粒生长有轻微抑制作用,当淬火保温时间超过60 min时,Nb元素完全失去对原奥氏体晶粒生长的抑制作用。     

Mg对X80管线钢夹杂物和奥氏体晶粒尺寸的影响

在实验室条件下,对X80钢进行了镁处理和热处理试验,分析了镁对钢中夹杂物和奥氏体晶粒尺寸的影响。结果表明,镁处理后,钢中钙铝酸盐类夹杂物含量减少,MgO·Al₂O₃夹杂物含量增加。Mg含量进一步增加,钢中会形成MgO夹杂物,导致MgO·Al₂O₃和Al₂O₃夹杂物含量减少。镁处理对钢中硫化物、碳化物和氮化物的类型和含量影响不大。镁处理可使钢中小尺寸夹杂物数量增加,夹杂物尺寸平均值减小。镁处理X80钢热处理后,钢中夹杂物主要为尺寸小于1 μm的MgO·Al₂O₃,具有钉扎晶界的作用,从而使镁处理后试样的奥氏体晶粒尺寸明显减小。     

中锰钢ART工艺C、Mn元素配分的热力学研究

利用Thermo-Calc软件对0.1C-7.2Mn中锰钢奥氏体逆转变 (Austenite reverted transformation,ART)过程中C、Mn元素配分的热力学过程进行模拟,并根据结果进行了ART工艺的热处理试验。热力学计算和试验结果表明,当退火温度为640 ℃时,C、Mn在奥氏体中含量均高于680 ℃时的含量,在配分初始阶段,C在奥氏体中的质量分数迅速达到最高点0.87%,在由Mn元素控制界面移动的过程中,Mn在奥氏体中的质量分数接近10%;C原子配分控制的界面移动平均速率达2.5×10^-4 m·s^-1,主导的界面迁移占总迁移距离的46.9%;而由Mn元素配分控制的界面移动速率仅为2.5×10^-12 m·s^-1,迁移距离占总迁移距离的53.1%;当试样在640 ℃保温30 min时,残留奥氏体的体积分数达到36.5%,抗拉强度为1041 MPa,并且强塑积达到24.36 GPa·%。     

奥氏体晶粒度对AISI 4340钢贝氏体相变动力学的影响

对AISI 4340钢在950-1150℃进行奥氏体化,以获得不同奥氏体晶粒度（AGS）,研究了连续冷却时贝氏体转变动力学特征.AGS对贝氏体相变动力学有很大的影响,AGS越大,贝氏体相变起始温度Bs越高.对试样进行了透射电镜（TEM）分析,结果表明AlN、TiC等粒子在晶界的析出对贝氏体起始反应起到促进作用.而AGS对贝氏体反应结束温度Bf的影响就很小.转变速率随AGS变化的规律是,AGS越大,转变速率反而减小.所有试样的转变速率随贝氏体体积分数ξ变化明显,大致可分成快速增加、缓慢减小和快速减小三个阶段.     

冷处理对超级马氏体不锈钢组织及逆变奥氏体的影响

研究了淬火+回火(No.1钢)及淬火+冷处理+回火(No.2钢)两种处理工艺下,超级马氏体不锈钢组织和性能的差异。结果表明:两钢中基体组织均为回火马氏体,但经过冷处理的No.2钢马氏体板条更平直,尺寸更小。在No.1、No.2钢中,随回火温度的升高,逆变奥氏体含量的变化趋势都为先增高后降低。在No.1、No.2钢中逆变奥氏体达到最大值的回火温度分别为650℃,700℃。No.2钢中Ni元素富集点含量比No.1钢低,但Ni富集点数比No.1钢多。No.1、No.2钢的硬度变化趋势都为先快速降低后缓慢回升,但在相同回火温度下,No.2钢的硬度值更低。     

奥氏体晶粒对52CrMoV4弹簧钢强韧性的影响

采用850℃至1200℃的淬火温度,探索了奥氏体晶粒尺寸对52CrMoV4弹簧钢强韧性的影响。通过光学金相和扫描电镜观察了显微组织和断口形貌及断裂路径。结果表明,随着晶粒的粗化,强度变化很小,拉伸塑性呈线性降低,断裂韧度和冲击韧度呈现先降后增的反常趋势。晶粒尺寸和马氏体束尺寸是影响拉伸塑性的重要因素,而断裂韧度和冲击韧度与晶界状况和马氏体条的宽长比有关。     

两相区轧制后低碳中锰钢中残留奥氏体在单向拉伸过程中的演变行为

通过对轧制后低碳中锰钢薄板在不同预拉伸变形量下的组织进行了分析,并研究了单向拉伸过程中残留奥氏体组织演变的规律。试验结果表明,残留奥氏体向马氏体的相变主要发生在局部塑性变形阶段即屈服阶段,屈服阶段结束后,组织中的残留奥氏体基本全部转变为马氏体,试样进入均匀塑性变形阶段。拉伸过程中位错在局部的大量堆积和逐步迁移,在宏观上表现为吕德斯带的产生和移动,导致局部区域组织中的残留奥氏体发生相变,并且这种现象大多是沿着轧制方向进行的,并不会重复发生。     

初始组织对20CrMnTi钢伪渗碳过程中奥氏体化相变与晶粒长大行为的影响

研究了20CrMnTi钢球化退火过程中的渗碳体析出行为及其与铁素体回复和再结晶的相互作用,着重分析了热轧态、淬火态和球化态3种初始组织在伪渗碳过程中的奥氏体化相变与晶粒长大行为。结果表明,热轧态和淬火态试样分别具有均匀粗大的“铁素体+珠光体”组织和均匀细化的马氏体板条组织;在球化态试样中,由于球化时碳化物析出与马氏体基体回复、再结晶的相互作用,基体组织与碳化物均存在微观非均匀现象。经伪渗碳后,奥氏体平均晶粒尺寸按热轧态、淬火态和球化态次序依次减小,但不均匀性因子按该次序依次增大;与初始组织相关的奥氏体形核密度与形核均匀性是控制渗碳过程中奥氏体晶粒长大行为的关键因素之一。     

固溶处理对316H不锈钢中厚板晶粒度的影响

将300 mm厚316H不锈钢电渣锭锻造坯轧制成50 mm厚钢板,选取晶粒度为5、6、7和9级的原始晶粒,进行了1000 ℃固溶60 min和120 min、1050 ℃固溶30 min和60 min、1100 ℃固溶20、40和60 min。结果表明,获得晶粒均匀的完全再结晶热轧态组织是获得晶粒均匀固溶态组织的必要条件,热轧态混晶或者有部分再结晶的组织,通过固溶处理不能获得晶粒均匀的固溶态组织。热轧态晶粒均匀的钢板,通过合理匹配固溶温度与时间,晶粒能够均匀长大,厚度为20~50 mm的316H不锈钢中厚板合理的固溶制度为1050 ℃保温30~60 min,1100 ℃保温20~40 min,可根据热轧态组织及用户需求调整固溶时间获得理想的晶粒度级别。     

原奥氏体晶粒尺寸对低合金高强度系泊链钢氢脆敏感性的影响

通过预充氢拉伸和动态充氢拉伸两种试验研究3种不同温度淬火然后560 ℃回火试样中原奥氏体晶粒尺寸对一种低合金高强度系泊链钢的氢脆敏感性的影响。结果表明,电流密度＞1.0 mA/cm²时发生氢诱发裂纹而在发生屈服时就脆断,原奥氏体晶粒尺寸对预充氢拉伸与动态充氢拉伸的氢脆敏感性都没有影响。当电流密度＜1.0 mA/cm²时,发生应力诱发氢致滞后裂纹而断裂,在预充氢后拉伸时,原奥氏体晶粒尺寸对氢脆敏感性略有影响,氢脆敏感性随原奥氏体晶粒增大而略微增大;在动态充氢拉伸时,原奥氏体晶粒尺寸对氢脆敏感性基本没有影响。因此,原奥氏体晶粒尺寸对这种低合金高强度系泊链钢的氢脆敏感性作用不明显。