电工钢热压缩时动、静态再结晶组织及取向分析

采用热模拟方法及EBSD技术,研究Fe-3 wt%Si电工钢在不同温度下组织的动、静态再结晶及晶粒取向特征,特别是少量奥氏体对铁素体动、静态再结晶组织及取向的影响.结果表明,不同温度形变的组织主要分三类:形变长条铁素体、珠光体和等轴细小铁素体.长条形变铁素体内发生动态回复或连续式的动态再结晶,奥氏体周同的铁素体动态再结晶加速,部分以传统的不连续方式动态再结晶.铁素体、奥氏体都可发生静态再结晶.奥氏体的静态再结晶在1050℃以上明显,铁素体的静态再结晶随温度的升高逐渐进行,最显著的再结晶发生在1050℃.不同温度形变的样品,其形变晶粒取向主要以<111>和<100>为主,小等轴铁素体晶粒除与大形变铁素体取向相近外,出现了<110>取向及其它取向.     

退火温度对车轻量化用热轧高锰钢组织和拉伸性能的影响

采用EBSD、TEM等试验测试方法分析了退火温度对车轻量化用热轧高锰钢组织和拉伸性能的影响。结果表明:经过热轧退火处理得到的铁素体与奥氏体晶粒都表现为等轴状的外形特征。当退火温度上升后,奥氏体晶粒尺寸增大,铁素体晶粒尺寸降低。高锰钢试样组织中未出现再结晶现象,在铁素体晶粒中存在很低的位错密度。拉伸过程中,高锰钢试样中的奥氏体稳定性对马氏体转变过程造成了显著影响,奥氏体的稳定性越小,其转变为马氏体的速率就越快。当真应变为0.01时,在奥氏体晶粒中形成了许多层错,未生成马氏体组织。随着应变量增大到0.1时,很多奥氏体组织转变成了马氏体。     

低碳钢过冷奥氏体形变过程超细铁素体的形成

采用过冷奥氏体在A3-Ar3之间变形工艺，获得平均晶粒尺寸约为2μm的微细铁素体晶粒组织，过冷奥氏体形变过程的组织演变包括两个阶段，形变前期以形变强化相变铁素体转变为主导；当相变基本完成后，形变后期以铁素体的动态再结晶为主，形变强化相变是一以形核为主的过程，是晶粒细化的主要原因，应变量较小时，铁素体主要沿原奥氏体晶界及晶内变形带等位置形核，随应变量的增加，以铁素体转变前沿畸变区的反复形核为主。     

铌、钛微合金化仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相钢的形变诱导铁素体相变的研究

以仿晶界型铁素体型/粒状贝氏体复相钢为对象,研究了铌、钛微合金化对其形变诱导铁素体相变的影响以及以仿晶界铁素体/粒状贝氏体为基本组织的复相钢形变诱导铁素体相变规律.研究表明,仿晶界铁素体/粒状贝氏体复相钢进行微合金化,会使其形变诱导铁素体相变受到抑制而推迟;同时因为微合金元素的加入,细化了相变中诱导析出的铁素体晶粒,有利于复相钢中粒状贝氏体的形成.形变参数对相变过程有着显著的影响,奥氏体化温度决定了奥氏体原始晶粒尺寸同样影响着形变诱导铁素体相变过程.采用合适的形变参数和奥氏体温度都可以促进形变诱导铁素体相变的进行从而细化铁素体晶粒.     

不同变形温度下稀土Ce改性2507超级双相不锈钢的微观组织演变

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)等试验手段对不同温度(室温、高温)下变形后的稀土Ce改性2507超级双相不锈钢的微观组织演变进行了表征。结果表明:在不同温度的变形过程中,双相不锈钢中铁素体相比例明显增加,但其增加机理却不相同,热变形过程中奥氏体相向高温铁素体发生转变导致铁素体相含量增加,而冷变形过程中奥氏体相则发生形变诱导马氏体转变导致铁素体相含量增加。热变形过程中奥氏体发生动态再结晶,铁素体晶粒发生动态回复导致晶粒细化;而冷变形过程中奥氏体发生形变诱导马氏体转变和形变孪晶,铁素体晶粒则发生碎化而导致晶粒细化。     

锰质量分数和压缩比对中碳钢相变组织的影响

采用光学显微镜和电子探针观察了中碳钢显微组织形貌,分析了不同锰质量分数和轧制压缩比对相变组织的影响。研究表明：试验钢显微组织为形态不同的铁素体+珠光体;增加Mn质量分数抑制晶界铁素体形核和长大,同时细化铁素体晶粒,促进退化珠光体的形成;提高轧制压缩比有利于原奥氏体晶内蜂窝状铁素体的形成,该铁素体均匀的分割原奥氏体晶粒,与晶界铁素体具有相同的方向性;MnS或其复合夹杂物是铁素体在原奥氏体晶粒内部形核的有效位置。     

TiNbV微合金钢焊接接头HAZ晶粒长大及相变原位观察

采用激光共聚焦显微镜原位观察方法,研究了大热输入用TiNbV微合金钢在模拟焊接热循环作用下焊接热影响区(HAZ)晶粒长大过程及相变的规律. 热循环过程中加热温度升高至860 ~ 980 ℃时,发生由铁素体和珠光体向奥氏体的转变,1 100 ℃时,奥氏体晶粒开始有明显长大的趋势,1 300 ~ 1 400 ℃时,晶粒以合并长大方式迅速长大;冷却过程中温度降低至1 400 ~ 1 350 ℃时,晶粒以晶界迁移方式缓慢长大,660 ~ 580 ℃时,发生奥氏体迅速向贝氏体转变,焊接HAZ主要由贝氏体与铁素体组成,贝氏体的尺寸是由奥氏体晶粒大小决定的. 热循环高温停留时间延长,奥氏体与贝氏体的形成、终了、转变温度区间均有下降. 结果表明,组织中先共析铁素体含量先降低后增加,贝氏体含量降低,多边形铁素体消失,先共析铁素体含量增加,冷却组织趋于均匀粗大. 焊接过程中,选择合适的高温停留时间可提高组织中IAF的含量,提高力学性能.     

0Cr16Ni5Mo马氏体不锈钢δ-铁素体含量及奥氏体晶粒度的控制

检验中发现0Cr16Ni5Mo钢的δ-铁素体含量超出技术协议规定值,为降低δ-铁素体的含量同时控制奥氏体晶粒度以满足材料使用要求,通过理论计算和热力学模拟分析δ-铁素体形成原因,后续采用不同温度的淬火和高温扩散对0Cr16Ni5Mo钢组织和δ-铁素体含量变化进行对比研究,另外采用两种循环热处理方式对奥氏体晶粒度进行控制。结果表明,随着淬火温度的提高,0Cr16Ni5Mo钢的奥氏体晶粒度不断增大,而对δ-铁素体含量的减少作用相对有限。高温扩散能使δ-铁素体明显减少,但当扩散温度大于奥氏体向δ-铁素体转变温度时,会相对延缓铁素体的溶解。进行1130 ℃的高温扩散后,可以采用850 ℃和830 ℃的变温循环相变热处理,消除马氏体组织遗传,均匀细化奥氏体晶粒。     

热变形对Fe-3%Si钢软化率的影响及其组织表征

采用热力模拟方法对Fe-3%Si钢热变形参数对静态再结晶的影响以及显微组织和晶界特征进行了研究。结果表明,对于单相铁素体硅钢而言,变形(等温)温度越高,应变和应变速率越大,再结晶动力学进程越快。在应变为0.8、应变速率为2 s~(-1)和等温3000 s条件下,变形(等温)温度从900℃提高到1100℃时,再结晶软化率由28%提高到70%以上。对于含奥氏体的硅钢,热变形参数对软化率的影响与不含奥氏体的硅钢呈现基本相同的规律,但奥氏体的出现增加了材料的再结晶率。对于初始晶粒尺寸为131μm,奥氏体含量为8%的Fe-3%Si钢,会随着退火时间的增长,小角晶界从轧后1 s淬火到轧后退火50 s由24%降至7%。等温时间达到15 s以内,大角晶界明显增加,小角晶界大幅减少。50 s时小于5°的取向差完全消失。     

合金渗碳钢正火时铁素体形态的控制

选用20CrMoH钢汽车齿轮毛坯,模拟锻(轧)后产生粗大奥氏体晶粒的奥氏体化加热温度,采用不同冷却工艺,控制钢件等温处理和之前连续冷却时的铁素体转变过程,以确保产品正火质量.结果表明,20CrMoH钢锻(轧)毛坯原奥氏体晶粒虽然比较粗大,但通过控制冷却调整铁素体的形态,不仅可避免生成魏氏组织,还可以提高产品质量,实现组织均匀,力学性能稳定.     

铬镍奥氏体-铁素体双相合金的高温热强性能

双相耐热合金含有合适的铬、镍含量,具有奥氏体和铁素体双相组织,其晶粒大大细化。由于奥氏体对组织的隔离作用,裂纹的扩展得到有效抑制,其常温及高温强度均明显高于原铁素体合金。该合金在室温和高温均为奥氏体和铁素体双相组织,加热和冷却时不存在相变,组织及尺寸稳定性较铁素体合金有较大改善。     

微钛处理钢中的夹杂物特征及其对奥氏体晶粒尺寸和相变组织的影响

利用扫描电镜和高温激光共聚焦显微镜研究了添加微量Ti对钢中氧化物夹杂、奥氏体晶粒尺寸及冷却组织转变的影响。试验结果表明,添加Ti后氧化物夹杂的种类、数量及尺寸均发生变化,夹杂物数目减少、尺寸减小,氧化物夹杂的主要合金元素由Mn-Al-Si转变为Ti-Mn-Al。添加少量Ti可明显抑制高温下的奥氏体晶粒长大,微钛处理钢的奥氏体粗化温度高于未经钛处理的钢。在奥氏体冷却转变过程中,未添加Ti的样品相变组织由多边形铁素体和上贝氏体组织,转变为添加Ti的样品相变组织则的晶界多边形铁素体和晶内针状铁素体。     

循环加热.淬火工艺下超细晶奥氏体的晶粒演变特征

分别利用含Nb钢和Nb-V-Ti钢研究了循环加热-淬火工艺下原始组织分别为温轧铁素体/珠光体、温轧回火马氏体以及常规铁素体/贝氏体的热模拟试样在不同循环次数条件下所获得的超细晶奥氏体晶粒的演变特征。研究表明:复合微合金化更有利于该工艺下奥氏体晶粒的超细化,且相比之下以温轧铁素体/珠光体为原始组织更有利于获得超细晶奥氏体,利用这一原始组织在3~4次循环加热-淬火处理后得到奥氏体晶粒尺寸在1~2μm;同样原始组织条件下,单纯添加Nb使得实现最大程度奥氏体晶粒超细化效果所需要的循环加热-淬火次数减少;根据Nb-V-Ti复合微合金钢中析出相粒子的透射及能谱分析发现,V的大量固溶以及Nb的部分溶解很大程度上决定着微合金元素添加对奥氏体晶粒超细化的影响程度。     

相场法模拟Fe-C合金中奥氏体-铁素体等温相变过程

运用相场法研究了Fe-C合金在临界区等温过程中发生的奥氏体-铁素体相变过程.通过分析铁素体生长过程中C的扩散行为,发现奥氏体-铁素体相变表现为混合控制生长的特征,奥氏体/铁素体相界面处于非平衡状态.进一步研究了不同等温温度(1010,1048和1087 K)下奥氏体-铁素体相变的微观组织和C浓度场的演化情况.结果表明,随着等温温度的降低,铁素体形核率增加,铁素体相变平衡体积分数增加,但奥氏体内部C浓度分布的不均匀程度加剧,1010 K等温时的微观组织呈现为不规则细小铁素体晶粒围绕分散分布的残余奥氏体的两相结构.随着等温温度的降低,奥氏体-铁素体相变过程表现出由扩散控制生长模式向界面控制生长模式转化的趋势.     

普碳钢中板表层组织超细化的变形机理

采用单向压缩热模拟试验进行了普碳钢中厚板表层组织超细晶化研究。材料奥氏体化后快速冷却到550-800℃范围内变形,结果表明,随着变形温度的升高,材料分别发生形变后铁素体静态再结晶、形变过程中的铁素体动态再结晶,形变诱导奥氏体．铁素体相变并获得超细晶粒铁素体。随着保温时间增加,形变诱导相变获得的铁素体逆相变为奥氏体。实验室轧制9mm钢板的铁素体晶粒度,轧后空冷达到11级（约7μm）,与热模拟试验的结果相一致,轧后快冷铁素体晶粒进一步细化到12级（约5μm）。实验室条件下,钢板的屈服强度,轧后空冷接近350MPa,轧后快速冷却,能再提高90MPa左右,但断后伸长率明显下降。     

低碳微量铌钢形变过程中动态相变的特点

用热模拟变形实验研究了低碳微量铌钢形变中的动态相变以及形变后冷却中的相变行为,透射电镜观察了Nb（CN）的析出及对铁素体晶粒截径和体积转变量的影响。结果表明：含Nb钢动态相变中铁素体形核位置依次为原奥氏体晶界、铁素体,奥氏体的相界前沿直至奥氏体晶内,随着细小的应变诱导Nb（CN）析出在基体上弥散分布,铁素体的转变量大幅增加并且其相变长大趋势得到有效抑制,使得铁素体的长大在时间和空间上均受到限制,是一个以形核为主的过程,相变完成后铁素体晶粒截径约为2舯;而形变后冷却相变工艺中铁素体的形核位置主要为奥氏体晶界以及形变带,而大量弥散分布的Nb（CN）析出对细化铁素体晶粒的作用并不明显,是一个形核长大的过程,最终得到的铁素体晶粒截径约为7μm。     

低碳V-N-Cr微合金化耐候钢的连续冷却转变曲线

采用Formaster-FII全自动相变仪和MMS-300热模拟实验机分别对低碳V-N-Cr微合金化耐候钢未经变形及变形的奥氏体的连续冷却转变(CCT)曲线进行了测定。结果表明:与静态CCT曲线相比,低碳V-N-Cr微合金化耐候钢奥氏体变形后的动态CCT曲线的相变温度较高,曲线整体向左上方移动;变形会大幅度增加奥氏体内部缺陷密度,促进铁素体相变发生;对于变形奥氏体,当冷速小于2℃/s,相变组织为铁素体和珠光体;当冷速大于2℃/s,开始出现粒状贝氏体和针状铁素体;随着冷却速率的增大,铁素体和珠光体组织逐渐减少,贝氏体组织增多,存在粒状贝氏体和板条贝氏体,铁素体的晶粒尺寸也逐渐减小。在20～40℃/s相对大的冷却速度范围内,V-N-Cr耐候钢由板条贝氏体和针状铁素体组织组成。     

Q235碳素钢超细铁素体组织的退火过程研究

在热模拟单向压缩条件下研究了Q235碳素钢形变强化相变产生的超细铁素体退火时的组织及取向(差)演变过程及其应变量和先共析铁素体的影响。结果表明，形变强化相变后细晶铁素体内形变储存能有限，加上渗碳体的钉扎，一般不发生明显的静态再结晶过程。当应变量足够大时，形变后在650℃下保温铁素体发生正常长大。先共析铁素体存在时，形变后在650℃退火时，形变长条铁素体发生明显的(亚)晶粒回复式长大。形变改变了未转变奥氏体的分解方式，表现为奥氏体向离异珠光体的加速转变。讨论了低碳钢形变后铁素体难以再结晶的原因。     

铝硅合金化耐候钢的晶粒细化和组织控制

通过热模拟试验研究了铝硅合金化耐候钢在形变强化相变及冷却过程中的组织演变规律。结果表明．其组织演变符合低碳钢形变强化相变的基本规律，形变温度较低时，铁素体转变量较高，晶粒尺寸较小。奥氏体晶粒细化促进形变强化相变过程的发生。经高温奥氏体和形变强化相变两道次变形并控制后续冷却工艺可以获得细晶铁素体和不同第二组织——直接淬火为铁素体（F）＋马氏体（M），以30℃／s冷却为铁素体（F）＋贝氏体（B），以2℃／s冷却为铁素体（F）＋珠光体（P）。当冷却速度大于30℃/s时，细晶铁素体长大不明显。     

利用相变进行低碳钢的亚微米化

以低碳微合金钢为对象,提出了一种利用相变进行亚微米化的新方法.通过大变形量温变形和循环淬火相结合的方法,使奥氏体晶粒细化到1-2 μm.在一般冷速的连续冷却条件下,得到的铁素体粒径接近或超过原奥氏体晶粒;若冷却过程中在Ar3点以下施加较大的变形,则可以获得尺寸为0.1-0.3 μm的亚微米级铁素体组织.大变形量的温变形使得原始组织中的碳化物分布均匀,促进了加热过程中碳化物的溶解及超细奥氏体晶粒的形成;晶界滑动促进奥氏体的晶界形核可能是超细奥氏体形变诱导相变的主要机制.