C-Mn-Ni高强钢的连续冷却相变研究

采用Formastor-FII相变仪和MMS-300热模拟实验机,研究了低锰、中锰钢在不同开冷温度及不同变形量条件下的连续冷却相变,建立了实验钢的连续冷却转变曲线,分析了贝氏体及马氏体的相变规律。结果表明,随着冷却速率的增加,低锰钢依次经过粒状贝氏体、板条贝氏体及马氏体相区,中锰钢只经过马氏体相区,在较宽的冷却速率范围内,均可获得马氏体组织;随着开冷温度的降低或冷却速率的提高,低锰钢的贝氏体相变开始温度和中锰钢的马氏体相变开始温度均有所降低;随着冷却速率的增加及开冷温度的升高,实验钢的显微硬度值均有所升高;变形促进了低锰钢粒状贝氏体相变,其显微硬度值降低,变形细化了中锰钢马氏体组织,其显微硬度值升高。     

X120管线钢的连续冷却相变及显微组织

采用Gleeble 1500热模拟试验机,模拟在1100 ℃变形30%和在850 ℃变形35%变形之后在0.5～50 ℃/s冷却速率下的X120管线钢的连续冷却过程,通过光学显微镜、透射电镜、维氏硬度计及显微力学探针分析,研究了X120管线钢的相变温度、显微组织及维氏硬度的变化规律.结果表明:当冷却速率在20～50 ℃/s时,试验钢的组织主要为下贝氏体和板条马氏体.下贝氏体的相变开始温度在470℃左右,终止温度在320～330℃.钢的硬度随冷却速率提高而逐渐增加,最高硬度达320 HV.     

未再结晶区变形对X80级管线钢相变及组织的影响

通过Gleeble模拟双道次压缩变形后的连续冷却转变过程,研究了未再结晶区变形对X80级管线钢相变及组织的影响。试样在未再结晶区以不同变形量变形并以一定冷速冷却,记录冷却过程中膨胀量变化曲线,对试样进行微观组织观察和显微硬度测试。结果表明:在试验条件下,X80管线钢双道次变形后显微组织主要由针状铁素体和低碳贝氏体等构成;变形提高了试验钢相变温度,当变形量从0%增加到40%时,相变开始温度提高35℃;变形促进了针状铁素体转变,抑制了粗大粒状贝氏体组织形成,明显细化了组织;采用双道次控轧,在一定冷速及压下量配合下可获得以针状铁素体为主的组织。     

冷却速度对675装甲钢显微组织的影响

利用差分膨胀仪、金相及透射电镜研究了675装甲钢过冷奥氏体在不同冷却速度下的相变过程及产物.结果表明,冷却速度在3℃/min～2000℃/min范围内,随冷速的增大,675装甲钢中发生的组织转变变化很大,相变产物依次出现粒状贝氏体(粒B)、上贝氏体(上B)、下贝氏体(下B)以及片状和板条混合马氏体(M).此外,675装甲钢具有相当好的淬透性,临界淬火速度为25℃/min,Ms点为320℃.     

冷却速度对675装甲钢显微组织的影响

利用差分膨胀仪、金相及透射电镜研究了675装甲钢过冷奥氏体在不同冷却速度下的相变过程及产物。结果表明，冷却速度在3℃／min-2000℃／min范围内，随冷速的增大，675装甲钢中发生的组织转变变化很大，相变产物依次蹦现粒状贝氏体（粒B）、上贝氏体（上B）、下贝氏体（下B）以及片状和板条混合马氏体（M）。此外，675装甲钢具有相当好的淬透性，临界淬火速度为25℃／min，Ms点为320℃。     

超高强度船体结构用钢板F690连续冷却转变行为

在MMS-200热力模拟机上,利用膨胀法结合金相-硬度法,绘制了F690超高强度钢未变形和变形奥氏体的连续冷却转变曲线,研究了形变和冷却速率对F690钢相变行为及显微组织的影响.结果表明:850 ℃施加30%的变形后,一方面促进了较低冷却速率下(≤10 ℃/s)下的铁素体和粒状贝氏体相变,扩大了粒状贝氏体相变冷速范围;另一方面抑制了较快冷却速率下的板条贝氏体相变(>10 ℃/s).随着冷却速率的提高,显微组织由多边形铁素体+粒状贝氏体向板条贝氏体演变.     

热处理工艺对Mn-Mo-Nb-B低碳微合金钢组织和力学性能的影响

利用SEM、电子探针、纳米压痕及高温变形热模拟机,研究低碳合金钢在不同热处理工艺下组织及力学性能的变化规律。结果表明,冷却速度不同时,合金钢中贝氏体的显微组织不同。当冷却速率为0.50~1.00℃/s时,钢中组织为准多边形铁素体和粒状贝氏体;冷却速度为3.00~10.00℃/s时,组织变为针状铁素体和板条贝氏体。针状铁素体组织的相变温度为620~600℃之间;试验钢中准多边形铁素体硬度最低,板条贝氏体硬度最高,贝氏体组织的本征硬度与维氏硬度均随冷却速度的增加而增大,且基体本征硬度对合金钢维氏硬度的变化起主要作用。     

DH36高强船板钢CCT曲线及针状铁素体形成研究

采用Linseie L78 RITA淬火/相变热膨胀仪测定了DH36高强度船板钢的相变点,绘制了连续冷却转变曲线。通过光学显微镜和显微硬度法分析了冷却速率对相变组织演变规律及对针状铁素体形成的影响。结果表明:冷却速率0.5~3℃/s时,转变产物为多边形铁素体和珠光体;冷却速率5~10℃/s时,转变产物为大量针状铁素体和少量贝氏体,珠光体消失;冷却速率15~100℃/s时,转变产物主要由粒状贝氏体和铁素体组成,并开始形成板条马氏体,随冷速的增加其显微硬度呈增大趋势。5~7℃/s的冷却速率范围是获得针状铁素体的最佳冷速区间,在7℃/s冷速下,观察到了Al-Si-Ti-O-S-Mn系复合夹杂物所诱发的呈发散状多维形核的晶内针状铁素体。     

低成本900 MPa级工程机械用钢连续冷却转变行为的研究

针对当前不含Mo 低成本900 MPa级工程机械用钢的生产,采用Formastor-FⅡ相变仪,研究了900 MPa级工程机械用钢的连续冷却相变行为,分析了试验钢在连续冷却条件下的显微组织、显微硬度变化规律和贝氏体相变过程;结合热膨胀法和金相-硬度法绘制了试验钢的连续冷却转变曲线。结果表明:当冷却速率为0.25~0.5 ℃/s时,试验钢组织主要为铁素体和粒状贝氏体;冷却速率为1~2 ℃/s时,试验钢组织由粒状贝氏体和板条贝氏体组成;冷却速率为5~20 ℃/s时,试验钢组织为板条贝氏体和互锁状贝氏体,随着冷却速率的提高,板条贝氏体相变温度区间变窄,互锁状贝氏体相变温度区间变宽。冷却速率为5 ℃/s时,以板条贝氏体相变为主导,晶界形核速率高于晶内形核速率;冷却速率为10~20 ℃/s时,以互锁状贝氏体相变为主导,晶内形核速率高于晶界形核速率。冷却速率为0.25~2 ℃/s时,试验钢显微硬度随着冷却速率的增加而增加,硬度值从188HV升高到239HV;冷却速率为2~5 ℃/s时,出现硬度平台;冷却速率为5~20 ℃/s时,试验钢显微硬度随冷却速率的增加而增加,硬度值从240HV升高到270HV。     

1.0 GPa级冷轧增强成形性双相钢的组织性能

采用热膨胀-显微组织-显微硬度相结合的方法,绘制了1.0 GPa级冷轧增强成形性双相钢的静态连续冷却转变曲线(CCT曲线),并研究了退火工艺对实验钢显微组织与力学性能的影响。结果表明：实验钢过冷奥氏体冷却转变过程主要存在铁素体相变区、贝氏体相变区和马氏体相变区的3个相变区;当冷速低于1℃/s时,实验钢主要发生铁素体与贝氏体相变,并存在少量马氏体相变;当冷速在3～20℃/s之间时,发生马氏体与贝氏体相变;当冷速达到30℃/s及以上时,完全发生马氏体转变。随冷却速率的增加实验钢的显微硬度逐渐增大,前期显微硬度提升较快,冷速达到20℃/s后逐渐趋于平稳,与对应冷速下的显微组织一致。实验钢的组织主要为铁素体、马氏体和残留奥氏体,三者匹配有利于变形过程基体强塑性的提升。当均热温度为810℃时,实验钢中残留奥氏体含量最高,为4.9%,变形过程中相变诱导塑性(TRIP)效应显著,力学性能最佳,屈服强度为791.7 MPa、抗拉强度为1041.7 MPa、伸长率为19.37%、强塑积达到20.18 GPa·%。     

变形及冷速对预硬化塑料模具钢P20组织与性能的影响

采用Gleeble-1500热模拟试验机研究了预硬化塑料模具钢P20的在线淬火工艺,分析了不同变形量及冷却工艺条件下P20钢的显微组织及力学性能.结果表明:增大P20钢奥氏体未再结晶区变形量将会显著促进铁素体转变,抑制贝氏体转变,对马氏体相变影响不大;随着冷速的增大,P20钢的硬度先增加,后趋于不变,当冷速为1～3℃/s时,硬度值稳定在53.1～56.2 HRC,硬度差约为3 HRC.P20钢在线淬火时,其冷速需控制在大于1℃/s,以满足其回火后截面硬度均匀要求.     

含硼低碳贝氏体钢的TMCP工艺模拟

研究了一种Mn-Nb-B系低碳贝氏体钢,在MMS-300多功能热力模拟试验机上模拟不同的TMCP工艺制度,分析试验钢的显微组织及硬度,从而确定该试验钢最佳TMCP参数组合.变形量为15％、30％和50％时,试验钢相变组织均为单相粒状贝氏体.变形量为50％时,其显微组织均匀细小,硬度较高;变形温度为880、850、820、780℃时,试验钢相变组织都是以粒状贝氏体为主,变形温度较高时,组织较粗大.变形温度较低时,组织中铁素体较多,中间变形温度为850℃时,组织为均匀细小的粒状贝氏体,硬度较高;终冷温度为600、550、500、400℃时,相变组织都是铁素体和粒状贝氏体.终冷温度越低,组织越细小,但在400℃出现板条贝氏体,在终冷温度为500℃时,组织为均匀细小的粒状贝氏体,硬度也较高.最终确定该试验钢最佳的TMCP工艺参数为:变形量50％、变形温度850℃、终冷温度500℃.     

0.6Ni中碳合金钢的奥氏体连续冷却转变行为

通过热模拟试验、光学和扫描电镜(SEM)观察以及维氏硬度测试,研究了0.6Ni中碳合金钢的动态和静态奥氏体连续冷却转变规律,分析了变形以及合金元素Ni对中碳合金钢奥氏体转变行为的影响。结果表明:奥氏体变形有效抑制了0.6Ni中碳合金钢连续冷却后铁素体和珠光体的形成,大幅促进了贝氏体和马氏体相变,将全马氏体临界冷速由5 ℃/s降低到3 ℃/s。试验钢在动态连续冷却条件下,冷速为3 ℃/s时,全马氏体组织显微硬度为810 HV0.1;而静态连续冷却条件下,冷速为5 ℃/s时,全马氏体组织显微硬度为689 HV0.1。奥氏体变形的再结晶细化作用可以明显细化冷却后的马氏体组织,进而提高马氏体的硬度。在奥氏体静态连续冷却条件下,中碳合金钢中0.6Ni元素的加入,抑制了铁素体和珠光体相变,大幅促进贝氏体和马氏体相变,提高了奥氏体的稳定性,将Ms点从329 ℃降低到304 ℃,马氏体临界冷速从0.5 ℃/s降低到0.3 ℃/s;相对于约0.4Mn元素的加入,0.6Ni元素的加入可以大幅抑制铁素体和珠光体相变,可以将Ms点从320 ℃降低到304 ℃,同时可以有效细化奥氏体冷却后的显微组织。     

冷却速度对E690海洋平台用钢组织与性能的影响

采用热膨胀法在Gleeble-3800热模拟机上测定了E690海洋平台用钢的相变临界点。同时测定了过冷奥氏体在不同冷却速度下连续转变时的膨胀曲线,绘制了其静态CCT曲线。结合金相-显微硬度法,分析了不同冷却速度对E690海洋平台用钢组织性能的影响。结果表明：冷却速度为0.05到0.5 ℃/s时,冷却转变的产物为粒状贝氏体;当冷速增加,达到0.1~3 ℃/s后,板条状贝氏体明显增多;冷却速度超过5 ℃/s后,冷却产物为板条贝氏体和板条马氏体。     

700MPa级低碳微合金高强钢的相变规律研究

利用Gleeble-1500热/力模拟实验机,研究了新开发的屈服强度700 MPa级高强钢的相变规律,分析了不同冷却速率对钢组织及性能的影响。结果表明,贝氏体相变在较宽的冷速范围内发生,在0.5℃/s~40℃/s的冷却速度范围内均可以得到贝氏体组织。在研究的冷却速度范围内,贝氏体开始相变温度在525℃~620℃之间,转变结束温度在332℃~479℃之间。随着冷却速度的提高,贝氏体开始相变温度降低,冷却速度从0.5℃/s增大至40℃/s,贝氏体开始相变温度下降了95℃,转变结束温度降低了147℃,且随着冷却速度的增加,显微组织由以粒状贝氏体为主转变为以板条贝氏体与马氏体,且板条尺寸也越来越细小。10~20℃/s之间冷速为700 MPa级高强钢最佳冷却速度范围。冷速从0.5℃/s上升到40℃/s的过程中,样品的硬度由254 Hv上升到369 Hv,约上升了115 Hv。     

一种新型抽油杆用贝氏体钢模拟锻造热影响区组织的研究

用热膨胀仪模拟抽油杆用0.2C-1.0Si-2.0Mn-0.2Mo-0.06V-0.01Ti贝氏体非调质钢的锻造热循环过程,并测定试验用钢在模拟锻造加热、冷却条件下的相变临界温度。用透射电镜对热轧空冷和模拟锻造热影响区组织进行研究。结果表明,该钢热轧空冷组织为由贝氏体铁素体、残留奥氏体及少量享晶马氏体组成的粒状贝氏体。在模拟锻造加热冷却条件下,测得的相变临界温度为：Ac1≈733℃,Ac3≈850℃,Bs≈465℃,模拟锻造热影响区峰值温度位于Ac1-Ac3之间时,随峰值温度的升高,得到的组织中块状铁素体尺寸增大,板条马氏体数量增多。     

37Mn5钢的连续冷却转变曲线

利用热膨胀仪测得不同冷却速度下的膨胀曲线,采用切线法确定各冷速下的相变温度,结合显微组织和维氏硬度检测绘制出37Mn5钢的CCT曲线。结果显示,当冷却速度＜5℃/s时,组织为铁素体和珠光体;冷却速度在5~40℃/s时,组织中形成贝氏体,冷速在5℃/s时开始发生贝氏体转变,10℃/s时开始发生马氏体转变;当冷却速度≥40℃/s 时,组织全部成为板条马氏体。     

Mn-Si-V系贝氏体辙叉钢的连续冷却转变特性

在Gleeble-1500热模拟机上采用热膨胀法,测定了一种Mn-Si-V系贝氏体辙叉钢的连续冷却转变曲线。利用DMI 5000M型光学显微镜、Hitachi H-800透射电镜和显微维氏硬度计对不同冷速下试验钢的显微组织和硬度进行分析,并就合金元素对贝氏体相变和显微组织的作用进行讨论。结果表明,试验贝氏体钢的相变点为:Ac_1=730℃、Ac_3=873℃、Ms=320℃。以0.05℃/s的冷速冷却时,试验贝氏体钢获得以上贝氏体为主的组织;在0.05~1.0℃/s的冷速范围内,试验贝氏体钢可以获得以无碳化物贝氏体为主的组织;当冷速大于1.0℃/s,试验贝氏体钢得到无碳化物贝氏体/马氏体复相组织,并且随冷速增加马氏体含量增大;当冷速达到8.0℃/s,试验贝氏体钢获得以低碳马氏体为主的组织。     

压铸用模具钢4Cr5Mo2V的过冷奥氏体连续冷却转变

通过测定不同冷却速度下的相变膨胀曲线、显微组织和硬度,得到了4Cr5Mo2V钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线;结合CCT曲线,研究了不同冷却速度下组织形貌演变及硬度变化的规律;比较分析了4Cr5Mo2V钢与H13钢过冷奥氏体连续冷却转变的异同。结果表明:经过不同冷却速度冷却后,4Cr5Mo2V钢的相变产物主要为贝氏体(B)和马氏体(M);冷速小于0.06℃/s时,相变产物主要是贝氏体组织;冷却速度在0.06~0.14℃/s之间,相变产物中出现了贝氏体和马氏体的混合组织;当冷速大于0.14℃/s时,相变产物为马氏体组织。4Cr5Mo2V钢与H13钢的CCT曲线相比,位置向右整体偏移,无铁素体+珠光体转变区,且贝氏体生成区变小,相同冷速下硬度明显提高。     

Q500qENH桥梁耐候钢CCT曲线的测定及其组织、硬度

为了深入了解Q500qENH钢在连续冷却相变过程中组织及硬度的变化及原因,通过热膨胀法和金相-硬度法绘制了Q500qENH钢的动态连续冷却转变曲线(CCT曲线),研究了冷却速度对其组织、硬度及相变行为的影响。结果表明：冷速在0.1～0.3℃/s时,试验钢的组织为多边形铁素体和少量珠光体与贝氏体;冷速在0.5～10℃/s时,组织主要为粒状贝氏体,冷速在15～30℃/s时,组织主要为板条贝氏体和粒状贝氏体,随着冷速的增大,粒状贝氏体的含量逐渐降低,板条贝氏体的含量不断增加,在25～30℃/s较大冷速时,有极少量的马氏体产生。随着冷速由0.1℃/s增加至30℃/s,试验钢的硬度基本呈线性增大,由154 HV0.2增加至352 HV0.2,基体组织的细化是硬度不断增大的主要因素。