800MPa级冷轧相变诱发塑性钢的组织与性能

采用全自动热模拟试验机测定了新开发的800 MPa级相变诱发塑性钢的CCT曲线,据此制定了12种工艺对试验钢进行退火处理;通过拉伸试验测定了经不同工艺退火处理试验钢的力学性能,确定出了最优热处理工艺;对经最优工艺退火处理钢的显微组织和残余奥氏体的稳定性进行了研究。结果表明:各种工艺处理钢均获得了800 MPa以上的抗拉强度,获得最佳综合力学性能(强塑积最大)的热处理工艺为830℃退火120 s后,先以20℃.s-1的速率缓冷至700℃,再以40℃.s-1的速率冷至400℃,并在400℃等温处理400 s,最后以20℃.s-1的速率冷至室温;经最优工艺退火处理后钢的显微组织为50%铁素体+38%贝氏体+12%残余奥氏体,残余奥氏体主要分布在铁素体晶界处,或铁素体与贝氏体的晶界处,还有小部分存在于大的铁素体晶粒内;在拉伸过程中试验钢中残余奥氏体的相变大部分发生变形量为10%~20%阶段。     

高强中锰TRIP钢的残余奥氏体含量及其稳定性

设计了一种中锰相变诱导塑性(TRIP)钢,利用全新的热处理工艺对其进行处理,研究了其残余奥氏体含量及其稳定性,并对该钢的显微组织和力学性能进行了分析。结果表明:中锰TRIP钢退火后的残余奥氏体体积分数均在39%以上,且奥氏体在变形过程中绝大部分转变为马氏体,提高了钢的塑性和强度;在630℃退火可使该钢的抗拉强度大于1 000 MPa,伸长率大于30%,强塑积大于30GPa.%,残余奥氏体体积分数为51.4%。     

两相区退火对相变诱发塑性钢显微组织与力学性能的影响

对低碳硅锰钢进行了水淬和随后的两相区退火与贝氏体区等温处理,利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜对热处理后试验钢的显微组织进行了观察,采用X射线衍射仪测定了钢中残余奥氏体含量,通过拉伸试验测试了钢的力学性能。结果表明:两相区退火冷却后试验钢的显微组织为铁素体与马氏体,随着两相区退火温度的升高和保温时间的延长,铁素体含量减少,马氏体含量增多,其中铁素体大部分为长条状;经贝氏体区等温处理后,显微组织中的残余奥氏体大部分以板条状存在于贝氏体板条界,极少量以块状存在于先共析铁素体内,其含量随着退火温度的升高和保温时间的延长先增加后降低,在780℃保温5 min时达到最大值;试验钢抗拉强度和屈服强度均随着退火温度升高和保温时间延长单调上升,伸长率在780℃等温5 min时达到最大值。     

淬火分配工艺对60Si2Mn弹簧钢显微组织和力学性能的影响

对60Si2Mn弹簧钢进行了不同淬火温度(140,160,180℃)的淬火分配(Q&P)处理,研究Q&P处理后该钢的显微组织和力学性能,并与传统淬火+回火(Q&T)工艺处理后的进行对比.结果表明:经Q&P处理后,60Si2Mn弹簧钢的显微组织均为残余奥氏体和马氏体,残余奥氏体的体积分数均大于12％,而经Q&T处理后的显...     

硅-锰系TRIP钢热处理工艺的研究

硅-锰系TRIP钢仅含碳、硅、锰等合金元素，采用亚温等温淬火及完全淬火加亚温等温淬火热处理，获得铁素体、贝氏体和残余奥氏体三相组织，残余奥氏体分别呈块状和针状。该钢在Ms～Md温度之间拉伸试验表明其力学性能提高显著。完全淬火加亚温等温淬火试样在50℃拉伸时，伸长率最高值达41．5％。     

奥氏体区压缩变形对低碳贝氏体钢贝氏体相变的影响

通过热膨胀相变仪得到热膨胀曲线,结合显微组织和硬度测试结果,绘制Si-Mn-MoCr-V低碳贝氏体钢的静态过冷奥氏体连续冷却转变曲线;利用热模拟试验机在奥氏体区对试验钢进行不同变形量的压缩变形,随后冷却到不同温度保温150s再空冷至室温,研究了奥氏体区压缩变形对贝氏体相变和显微组织的影响。结果表明:未经奥氏体区压缩变形、奥氏体区单道次压缩变形40%、奥氏体区两道次压缩变形58%条件下,试验钢贝氏体相变起始温度分别约为400,385,300℃;奥氏体区压缩变形后试验钢在冷却过程中的贝氏体相变延迟,相变起始温度降低,且变形量越大,贝氏体相变的起始温度越低;与未奥氏体区压缩变形试验钢相比,奥氏体区变形后试验钢在冷却过程中形成的贝氏体组织明显细化,晶粒取向增多,且硬度明显升高。     

新型空冷贝氏体钢性能及组织的研究

本文对一种新型空冷贝氏体钢的力学性能和显微组织进行了研究。力学试验结果表明,试验钢的抗拉强度σb为1339MPa,塑性指标δ5为18.2％,ψk为59.3％,冲击韧度为120J·cm-2,弯曲疲劳极限达到700MPa。透射电镜分析表明,该新型贝氏体钢的显微组织主要为束状贝氏体铁素体+少量残余奥氏体,残余奥氏体膜对贝氏体铁素体束进行了分割和包围,这种组织使试验钢具有优良的性能指标。     

等温淬火时间对铁道机车用SAE8620轴承钢接触疲劳性能的影响

将表面渗碳处理的SAE8620轴承钢在855℃奥氏体化后,在225℃盐浴中进行等温淬火处理,再在225℃下进行回火处理,研究了等温淬火时间(7,21 h)对试验钢显微组织、物相组成、硬度和接触疲劳性能的影响。结果表明：等温淬火7 h时试验钢表层组织为贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体和碳化物,等温淬火21 h后表层组织中的马氏体消失,贝氏体板条平均宽度增加,针状贝氏体铁素体含量增加,残余奥氏体含量减少;与等温淬火21 h相比等温淬火7 h试验钢的表层硬度更大,接触疲劳寿命也更长,这主要与其表层残余奥氏体含量更高、贝氏体板条平均宽度更小、表层硬度更大,可以更好地抵抗塑性变形有关。     

超高强度钢40CrNi2Si2MoVA贝氏体等温淬火工艺

对超高强度钢40CrNi2Si2MoVA进行贝氏体区短时间等温淬火,得到马氏体加下贝氏体和少量残余奥氏体的复合组织,考察了等温时间的变化对材料显微组织和力学性能的影响,并进一步得出了此条件下该钢的最佳热处理工艺.结果表明:当等温时间在100～150 s时,得到以马氏体为主,含20%左右下贝氏体和少量稳定残余奥氏体的组织.     

Q&P钢的显微组织及力学性能

采用盐浴炉对硅-锰系Q&P(quenching and partitioning)钢进行了Q&P工艺处理,研究了分配时间对热处理后试验钢显微组织、力学性能、残余奥氏体含量及残余奥氏体中碳含量的影响。结果表明:试验钢的显微组织为板条马氏体和残余奥氏体,残余奥氏体以两种形态分布在不同位置,一种是以薄膜状分布在马氏体板条间,另一种是以块状分布在原奥氏体晶界处;在300℃的分配温度下进行较长时间保温能取得较好的强塑积,随着分配时间的延长,试验Q&P钢的残余奥氏体含量及残余奥氏体中的碳含量均不断增加,分配时间为1 200 s时所得试验钢的强塑积最高,可达37 300 MPa.%以上。     

形变和冷却对B1500HS硼钢马氏体相变的影响

利用Gleeble-1500D热模拟试验机,以恒定的应变速率将在900℃奥氏体化的B1500HS硼钢试样分别压缩10%、20%、30%、40%,然后分别以50℃/s、40℃/s、25℃/s的速度对试样进行冷却。研究形变量及冷却速度对B1500HS硼钢的马氏体相变温度、微观组织、显微硬度和残余奥氏体等方面的影响规律。结果表明:相同冷却速度下,马氏体相变开始温度和相变终止温度均随着形变量的增加逐渐升高。随着形变量的增加,马氏体组织越来越细小,而且薄片状马氏体越来越少,板条状马氏体越来越多。形变量和冷却速度的增大,均使B1500HS试样中的残余奥氏体量减小。形变导致B1500HS硼钢的连续冷却转变图左移,避免未变形B1500HS钢试样生成贝氏体组织的临界冷却速度约为25℃/s。当冷却速度为25℃/s时,试样的变形程度达到30%时,微观组织中开始出现贝氏体。     

Fe24Mn0.5C形变孪晶诱发塑性钢的显微组织和力学性能

采用光学显微镜、X射线衍射仪和电子万能试验机等研究了Fe24Mn0.5C形变孪晶诱发塑性钢的组织和力学性能.结果表明:该钢在室温下为单一的奥氏体组织,拉伸时产生形变孪晶诱发塑性效应,开始产生形变孪晶,并且随着应变量的增加形变孪晶逐渐增加;随着拉伸速度减小,该钢的均匀伸长率呈轻微上升趋势,但屈服强度、抗拉强度和断后伸长率明显升高;与高强度应变诱发塑性590钢相比,该钢具有较高的能量吸收值.     

SAF2906双相不锈钢超塑性研究

通过恒温拉伸机对固溶处理与冷轧加工后的SAF2906双相不锈钢进行恒温拉伸试验,分析其在不同条件下超塑性伸长率的变化。利用扫描电镜与透射电镜对其进行内部组织观察,了解其两相比例的变化情况。试验结果表明,SAF2906双相不锈钢中铁素体相(δ相)与奥氏体相(γ相)的两相体积比随固溶温度的变化而改变,随着固溶温度的升高铁素体比例不断上升,其中当铁素体与奥氏体的两相体积比接近1∶1的情况下,SAF2906双相不锈钢展现出良好的超塑性性能;在机械加工方面可以通过提高冷轧压下量的方法提高SAF2906双相不锈钢的超塑伸长率,试验中试样的伸长率随着冷轧变形量的提高而明显增大,当固溶温度为1 100 ℃,冷轧压下量为85%时,变形温度为960 ℃,应变速率为1×103 s1的条件下,SAF2906双相不锈钢伸长率为1 430%。     

热处理工艺对新型节镍奥氏体无磁钢组织和性能的影响

通过显微组织观察、拉伸试验、磁性能试验等方法分析了热处理工艺对一种新型节镍奥氏体无磁钢组织和性能的影响。结果表明:经过1150℃×1h固溶+750℃×4h时效处理后,该钢中的析出相细小弥散,具有良好的力学性能和较低的磁导率;其屈服强度为637MPa,抗拉强度为1134MPa,伸长率为36.8%,磁导率为1.254×10-6 H·m-1。