齿轮轴用SAE8620热轧盘条的开发

采用铁水→转炉冶炼→LF炉精炼→RH真空处理→320 mm×425 mm连铸→开坯轧制→轧制坯精整、检验→高线轧制生产工艺流程和合理的化学成分设计,成功开发了SAE8620热轧盘条,同时研究了SAE8620钢过冷奥氏体连续冷却相变行为。结果表明:SAE8620盘条具有优异的热轧态组织和性能,热处理性能满足GB/T 3077《合金结构钢》中的20CrNiMo钢性能要求。末端淬透性试验结果满足GB/T 5216—2004《保证淬透性结构钢》中的20CrNiMoH性能要求。Cr、Mo、Ni等合金元素的加入有效的抑制过冷奥氏体向铁素体和珠光体转变,促进贝氏体、马氏体转变;当冷却速率大于1.0℃/s时,相变组织中开始出现贝氏体,且随着冷却速率的增大比例急剧增加;当冷却速率大于5.0℃/s时,相变组织中开始出现马氏体。     

冷却速率对TC21合金超塑变形后显微组织影响

对TC21钛合金进行超塑性拉伸和三重热处理试验,研究了TC21合金超塑变形后冷却速率对相变及显微组织的影响。结果表明,第一重热处理冷却速率对显微组织影响最大;当炉冷时α相由β晶界向晶内生长形成魏氏组织,当水冷时形成大片针状α″相互正交的马氏体片层,当空冷时由β晶粒中析出弥散细小的α″相。第二重热处理的冷却速率主要影响次生α相形貌;当炉冷时次生α相形成片层较细薄的魏氏组织,只有当空冷时次生α相才能在弥散细小的α″析出物上形核并生长为大量平行针状α丛互相交错的网篮组织。     

BT25钛合金连续冷却转变曲线研究

采用膨胀法测得BT25钛合金在不同冷却速度下的线膨胀曲线,同时用分段冷却方法证明了此膨胀曲线能够准确反映BT25钛合金在不同冷却速度时的相变过程,并结合物相分析(XRD)、扫描电镜(SEM)和显微硬度分析,获得了合金的连续冷却转变(CCT)曲线,研究了冷却速度对BT25钛合金相变组织演变规律的影响。结果表明:当冷速小于C_1(1~3℃·s~(-1))时,相变组织为魏氏组织;冷速大于C_2(50~100℃·s~(-1))时,组织为α"马氏体;冷速在C_1~C_2时,组织为魏氏组织和α"的混合物。并且随着冷却速度的增加,魏氏组织含量减少,而α"含量增加。合金硬度随冷却速率的增加而增加。     

热轧态TC4合金不同热处理后的组织变化及硬度

通过热膨胀法测定TC4合金的(α+β)/β相变温度,研究不同温度、不同冷却方式下的热处理工艺对热轧态TC4合金的显微组织及硬度的影响。结果表明,(α+β)/β相变温度范围在970～990℃之间;(α+β)两相区温度范围内退火,随着温度的升高,α→β的转变程度增大,得到由等轴α和转变态β构成的双态组织;相变点以上温度退火,得到明显的魏氏组织;高温退火、冷速过快时,得到马氏体组织;高温退火对合金硬度的影响较大。     

钛及钛合金的焊接

工业纯钛及α钛合金的焊接组织在常温下是单相,根据冷却速度的不同,生成锯齿状或针状组织。各种机械性能与基材相比没有大的变化,焊接性能良好。α β钛合金在从β相冷却的过程中,形成马氏体(α'相),α'相的数量和性质按合金组成和冷却速度而变化。一般情况下,随α'相的增加,合金的延性、韧性降低。即使是焊接性良好的Ti-6Al-4V,当β稳定元素含量大于3%或含钒5%以上时,焊接性能下降。β钛合金的马氏体生成温度低于室温,焊缝处是亚稳β相,所以焊接性不怎么劣化。但因合金元素添加量多,往往缺乏延性。另外,时效和冷加工使合金…     

自由落体条件下Ti-6Al-4V合金微液滴的快速凝固研究

在自由落体条件下实现了Ti-6Al-4V合金微液滴的深过冷与快速凝固,研究了合金的相组成、凝固组织和显微硬度。计算出落管中不同直径微液滴的过冷度和冷却速率,揭示了Ti-6Al-4V合金凝固组织随过冷度及冷却速率的变化规律。结果表明,深过冷与快冷速的耦合作用使凝固组织不断细化且形貌发生转变:层片α+β→枝晶α→网篮状α'+β→针状α'→针状α'+不规则β。当液滴直径小于400μm时,位于原始等轴β晶的晶界及晶内的针状马氏体α'转化为大量连续分布且形状不规则的次生β相,发生α'→β固态转变。不同直径范围内的Ti-6Al-4V合金凝固组织的显微硬度与组织形貌有关,"层片组织"、"针状α'组织"和"针状α'+不规则β组织"的显微硬度随液滴直径的减小而增大,"网篮组织"的显微硬度随液滴直径的减小而减小。其中,枝晶组织的显微硬度可高达785 kg/mm~2,是母合金硬度的2.6倍。     

周志宏对魏氏组织及马氏体的形成和形貌的早期金相研究

该项研究描述了铁碳合金中魏氏组织和马氏体的形成，所用合金具有宽的碳含量范围，热处理时采用的冷却速率范围也是宽的，还描述了一种独特的汞浴淬火方法。     

连续冷却条件下Ti-1300合金的组织演变与连续转变图（英文）

通过OM、SEM、TEM和EBSD研究了Ti-1300合金在连续冷却条件下组织演变规律和亚稳β相的分解形式,并采用高精度膨胀法建立了合金的连续冷却转变动力曲线。结果表明:当连续冷却速度比较缓慢时,Ti-1300合金发生β→α+β转变,并获得集束状的显微组织;而当冷却速度0.3°C/sv1.5°C/s时,Ti-1300合金发生β→α+β+βm转变,并获得细针状的α+β组织和残余的βm相;当冷却速度大于3°C/s时,Ti-1300合金基本获得全部β相,所以把3°C/s认为是合金的临界冷却转变速度。在缓慢冷却过程中,Mo当量梯度是合金中α相生长主要动力。随着冷却速度的增加,Ti-1300合金的显微硬度先增加后降低,在冷却速度为0.3°C/s时,显微硬度达到最大值。     

冷却速率对TA15钛合金组织和性能的影响

利用可控冷却速率热处理装置对TA15钛合金进行了不同冷却速率下的β热处理工艺试验,研究了该合金冷却速率对微观组织和硬度的影响。结果表明:合金加热至1 020℃以上以不同冷却速率冷却后出现了两种类型的转变产物——马氏体和(α+β)片层组织;两种类型转变产物中的原始β晶粒形貌均清晰可见;(α+β)片层组织中α片终止于原始β晶界和其他α集束团,原始β晶粒内可形成多个α集束团,同一α集束内α片层相互平行;随冷却速率增加,α片层厚度先快速后缓慢减小,而集束尺寸则呈线性减小;增加冷却速率可提高(α+β)片状组织的硬度。     

Phase Transformation during the Continuous Cooling in Near α Titanium Alloy Ti60

研究了近α型Ti60钛合金自β单相区连续冷却至室温过程的相转变规律,冷却速率控制在80 ℃?s-1至0.1 ℃?s-1范围内。采用膨胀法原位分析了冷却过程中β→α′马氏体转变和β→α扩散型转变的起止温度及动力学特征,并观察对比了不同冷却速率下显微组织特征。在超过50 ℃?s-1的快冷条件下,原始β相约在910 ℃快速转变为细小针状α′马氏体,并且没有残余。在马氏体内部发现大量的位错以及层错,证明转变过程伴随有晶格畸变。在5 ℃?s-1的慢冷条件下,α相在β晶内和晶界都有形核,而在低于1 ℃?s-1时,α相仅在晶界形核,透射电镜下发现α片层间仍残留少量β相,而在片层内部α相发生了有序转变,形成α2相。冷却速率决定了连续冷却过程中同素异构的相转变机制以及生成相的内部结构     

基于热膨胀方法的TA15钛合金的连续冷却相转变

通过热膨胀方法研究了TA15钛合金连续冷却相转变规律.结果 表明:冷却速率为3 K/s和30 K/s是TA15钛合金的两个临界冷却速率,低于3 K/s时,冷却过程发生β→α转变,合金的室温组织为α+β集束组织;冷却速率在3～30 K/s之间时,发生β→α+α'转变,室温组织为针状α+β与α'的混合组织;超过30 K/s冷速条件下,室温组织全部为α'相.与差示扫描量热法测量结果比较,热膨胀方法所测得的相转变温度稍向低温区延伸,该方法适用于相变前后体积变化较为明显的材料.     

固溶处理对TC4合金组织和硬度的影响

对TC4合金进行不同固溶处理,研究了固溶温度、保温时间、冷却方式对合金显微组织和硬度的影响。结果表明,随着固溶温度的升高,TC4合金由等轴组织到双态组织再到全马氏体组织转变,硬度逐渐增加;达到高温平衡状态时,延长保温时间对TC4合金显微组织和硬度的影响不明显;当固溶温度分别为925 ℃和975 ℃时,随着冷却速率的降低,α相在冷却过程中发生扩散长大,β转变组织从α'马氏体变为次生α相+β相的片层组织,硬度分别从水冷条件下的359~389 HV0.2降为空冷条件下的318~327 HV0.2;炉冷后得到全等轴组织,硬度较低,约300 HV0.2。     

HSLA钢连续冷却过程的相变与组织研究

在Gleeble—1500热模拟试验机上研究了20SiMn3NiA钢在不同连续冷却条件下相和组织变化,用热膨胀法测定了该钢的连续冷却转变曲线（动态CCT曲线）。研究结果表明,20SiMn3NiA钢中的Mn、Ni、Si等合金元素能有效地阻止铁素体和珠光体的形成,故20SiMn3NiA钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线只有马氏体和贝氏体相变区。当临界冷却速度大于1℃／s时,20SiMn3NiA钢就可以获得板条状马氏体组织,且随着冷却速度的增大,马氏体组织变得越来越细。与静态CCT曲线相比,形变使动态CCT曲线的Ms点升高,奥氏体稳定性降低,形变细化了马氏体和贝氏体组织,使20SiMn3NiA钢在1℃／s的冷却速率下产生较高的强度。     

近α型Ti60钛合金连续冷却相转变研究（英文）

研究了近α型Ti60钛合金自β单相区连续冷却至室温过程的相转变规律,冷却速率控制在80℃·s-1至0.1℃·s-1范围内。采用膨胀法原位分析了冷却过程中β→α′马氏体转变和β→α扩散型转变的起止温度及动力学特征,并观察对比了不同冷却速率下显微组织特征。在超过50℃·s-1的快冷条件下,原始β相约在910℃快速转变为细小针状α′马氏体,并且没有残余。在马氏体内部发现大量的位错以及)1110(层错,证明转变过程伴随有晶格畸变。在5℃·s-1的慢冷条件下,α相在β晶内和晶界都有形核,而在低于1℃·s-1时,α相仅在晶界形核,透射电镜下发现α片层间仍残留少量β相,而在片层内部α相发生了有序转变,形成α2相。冷却速率决定了连续冷却过程中同素异构的相转变机制以及生成相的内部结构。     

Ti-6Al-4V-xH合金相转变的原位研究（英文）

研究在加热和冷却过程中的氢致Ti-6Al-4V合金组织转变和相转变。试样从室温加热到1273 K,随后又冷却至室温。氢含量范围为0~0.8%(质量分数)。系统研究氢致Ti-6Al-4V合金动态相变过程及相应的机制。当氢含量增大时,β相转变温度显著降低,但幅度趋缓,并且β相体积分数逐渐增加。在加热过程中,置氢Ti-6Al-4V合金的相转变可以分为三个阶段,具体的过程是:δ→α+H2↑?δ+α′→βH?α′→αH+βH?αH→α+H2↑?α→β?βH→β+H2↑。另外,也对氢含量与α′马氏体的Ms和Mf的关系进行研究。     

V、Mo对β-γ TiAl合金α、β两相相变的影响

以Ti-Al-M三元合金(M为V,Mo强β相稳定元素)为对象,研究了合金元素V、Mo对铸态组织以及不同热处理条件下显微组织的影响。V、Mo元素可以改变传统TiAl合金的凝固路径,避开包晶反应,还能将β相保留至室温。在合金淬火组织中,增加V、Mo元素含量可以发生马氏体转变。在两步热处理过程中,增加Mo元素含量,合金更倾向于发生α→β＋γ及β→β＋γ相变。     

冷轧对β-ZrTiAlV合金形变诱导马氏体相变的影响

对β-ZrTiAlV合金分别采用室温和液氮低温轧制变形,通过X射线衍射(XRD)、光学显微镜(OM)、背散射电子衍射(EBSD)分析技术,研究轧制温度和轧制变形量对β-ZrTiAlV合金形变诱导马氏体相变及其微观组织演变规律的影响。实验分析结果表明,在室温或低温条件下变形后合金组织中都发生了β→α＇形变诱导马氏体相变,同时在马氏体α＇中产生(102)<110>孪晶,轧制变形量的增加促进相变马氏体的形成和孪晶变体数量的增加,而低温变形则抑制了形变诱导马氏体的形成,但更有利于孪晶的产生。轧制变形量为5%时,形变诱导马氏体以板条状分布于原始β晶粒中,当变形量增至10%后,少数β晶粒完全转变为α＇相。     

V-N微合金化600 MPa高强度钢筋钢的动态连续冷却转变曲线

利用Gleeble-1500热模拟试验机测定了V-N微合金化600 MPa高强度钢筋钢在不同冷速下连续冷却转变的热膨胀曲线,结合显微组织观察,获得了该钢的动态连续冷却转变曲线。结果表明,当冷却速率小于1 ℃/s时,组织为铁素体和珠光体;当冷却速率为3 ℃/s时,出现少量贝氏体;当冷却速率为8℃/s时,珠光体消失,组织为铁素体和贝氏体;当冷却速率为10 ℃/s时,开始出现马氏体;当冷却速率在20 ℃/s以上时,组织全部转变为马氏体。     

变形及合金元素对NM400连续冷却转变的影响

用MMS-200热力模拟试验机研究了低合金耐磨钢NM400在连续冷却条件下的组织演变规律,测定了不同化学成分钢的静态CCT曲线和动态CCT曲线,分析了变形及合金元素对组织转变的影响.结果表明:奥氏体区的变形促进铁素体相变,贝氏体相变温度降低,形成马氏体临界冷却速率提高.Mo抑制碳的扩散,细化晶粒,Ni的添加更加降低马氏体的临界冷却速率.冷速在10℃/s以上时,硬度超过400 HV,传统离线淬火及轧后在线超快冷工艺生产NM400钢均具有可行性.     

合金元素对β-γTiAl合金热处理组织的影响

以Ti-Al-M三元合金(M为V、Mo强β相稳定元素)为对象,研究了合金元素V、Mo、Al对其铸态组织以及不同热处理条件下显微组织的影响。增加β相稳定元素可以将β相保留在室温,但是仅通过降低Al含量而获得β相凝固合金(Ti-38Al),铸态组织中不含β/B2相。Al含量较高时,添加β相稳定元素仍不能消除枝晶偏析。在合金淬火组织中,增加V、Mo元素或者降低Al元素含量可以发生马氏体转变。在双步热处理过程中,由于1320℃淬火的过饱和作用,Ti-Al-Mo合金经过1200℃随炉冷却后,组织内将会同时析出β相和γ相,形成β+γ的混合组织。