高钼无钴马氏体时效合金的再结晶

用金相显微镜研究了Fe-Ni15-Mo6-Ti合金,及在合金中增加Mo、Ti含量的合金再结晶过程。结果表明,合金以7～212℃/min加热到Ac以上,马氏体逆转变形成奥氏体。在保温时间一定的条件下,逆转奥氏体在某一温度以下是稳定的,具有原奥氏体晶粒的大小和形态;在某一温度以上则发生再结晶。再结晶开始的明显特点是平直化的多边形晶界变成弯曲波浪形晶界和晶界处优先出现小晶体。Mo和Ti提高了再结晶开始温度。利用再结晶处理,可以有效地细化奥氏体晶粒。循环加热再结晶处理,细化效果更佳。     

热处理对T-250钢电子束焊接头组织的影响

T-250马氏体时效钢电子束焊接头经850℃、950℃、1 050℃和1 150℃等不同温度固溶1 h,再经4h 500℃的回火处理后,材料的组织结构产生明显差异.在相对较低温度下固溶处理,焊缝组织中逆转奥氏体含量较高,奥氏体组织以浅色衬度池塘形态分布于晶界.而经高温固溶处理,焊缝区的胞状晶组织消失,焊缝区发生奥氏体化再结晶,淬火后成为单一的马氏体组织,奥氏体含量很低,表明高温均质化完全,焊缝区溶质元素晶界偏析现象消失而不利于奥氏体形成.固溶处理温度稍高于再结晶温度可有效改善焊缝组织.     

不同初始组织中锰钢逆相变退火后的室温组织与性能

研究了0.1C-5Mn中锰钢两种初始组织形态(热轧淬火态与冷轧形变态马氏体)经两相区退火处理后的室温组织形貌及力学性能。结果表明:经退火处理后,热轧马氏体复相组织(铁素体+奥氏体)大部分保持板条状,而冷轧马氏体发生回复再结晶,形成多边形或等轴状(粒状)超细晶粒;冷轧退火样中残留奥氏体含量及其中C含量高于热轧退火样,表明冷轧初始组织形态有利于逆相奥氏体稳定及C元素配分;冷轧退火样的强度(屈服、抗拉)均高于热轧退火样,而断后伸长率稍低于热轧退火样,并且冷轧退火样加工硬化速率优于热轧退火样,两者强塑积均超过30 GPa·%,冷轧退火样强塑积偏高。     

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。     

GCr15钢非平衡组织激光加热时的组织转变

对ＣＣｒ１５钢过热淬火和回火组织激光加热时的组织转变进行了研究。结果表明，快速加热时原始组织中的残余奥氏体未发生分解，直接向周围以扩散机制长大，导致原粗大奥氏体晶粒的恢复。加热温度进一步升高将发生奥氏体再结晶，使组织细化，再结晶核心优先在粗大马氏体片处形成。深冷处理有助于避免和消除组织遗传。     

节镍型奥氏体不锈钢组织性能及控制机理研究

节镍型奥氏体不锈钢生产中合理控制其C、N含量和Cr、Ni当量,使其冷加工硬化小,拉深成形性能优异,形变诱导马氏体量少,时效开裂风险小,室温下奥氏体组织稳定是其生产应用的关键技术难点。为此,研究了不同化学成分节镍型奥氏体不锈钢在热轧、退火、冷轧退火后的金相组织及力学性能,分析了奥氏体稳定性和冷轧形变诱导马氏体相变的控制规律。结果表明:试验钢在热轧后奥氏体组织呈未完全再结晶状态,退火后奥氏体组织再结晶充分,晶粒尺寸为12～14 μm,且低的碳含量有利于改善碳化物的析出情况;试验钢冷轧变形过程中马氏体转变受奥氏体稳定性的影响,即受M_d30/50温度控制及化学成分的影响,M_d30/50温度值越高,镍当量越小,奥氏体稳定性越差,形变诱导马氏体含量越高,冷轧变形抗力越大,在退火过程越容易发生马氏体向奥氏体的逆转变,形成晶粒尺寸呈“双峰”状分布的混晶组织。因此,化学成分设计是实现节镍型奥氏体不锈钢性能的基础;同时,将本试验钢冷轧退火温度从1 080 ℃提高到1 100 ℃,且降低退火工艺速度,以延长带钢在退火炉内的时间,使奥氏体晶粒充分长大,控制晶粒尺寸为8.0～9.0级,才能保证钢卷获得良好的使用性能。     

18Ni(2450MPa级)马氏体时效钢细化晶粒工艺

研究了 1 8Ni( 2 45 0 MPa级 )马氏体时效钢逆转变奥氏体再结晶规律及细化晶粒工艺。将原始组织为板条状马氏体和线状马氏体的逆转变奥氏体在一定温度下保温 ,观察其再结晶规律。将原始组织为“线状”马氏体的 1 8Ni马氏体时效钢进行α′ γ循环相变以细化晶粒 ,通过金相观察确定最佳细化晶粒工艺     

GCr15钢非平衡组织激光回热时的组织转变

对ＧＣｒ１５钢过热淬火和回火组织激光回热时的组织转变进行了研究。结果表明，快速加热时原始组织中的残余奥氏体未发生分解，直接向周围以扩散机制长大，导致原粗大奥氏体晶粒的恢复。加热温度进一步升高将发生奥氏体再结晶，使组织细化，再结晶核心优先在粗大马氏体片处形成。深冷处理有助于避免和消除组织遗传。     

高碳钢中马氏体形貌及其结构

研究了含C量1.6%超高碳钢不同淬火条件下马氏体的形貌及其亚结构.结果表明,超高碳钢淬火组织随奥氏体化温度变化而发生显著变化.奥氏体化温度较高时形成粗大孪晶马氏体;奥氏体化温度较低时淬火组织为位错亚结构的板条马氏体、枣核状马氏体和少量孪晶马氏体,以及未溶碳化物.高分辨电镜观察表明,三维形态像枣核状的马氏体的亚结构为高密度位错.这是由于奥氏体化时碳化物分解比铁索体向奥氏体转变慢;碳化物分解过程中在碳化物原位形成位错堆积;淬火时马氏体优先在位错堆积处形核,并以位错滑移机制长大、增厚,最终形成板条马氏体或枣核状马氏体.     

钢轨踏面马氏体白层组织分析

用扫描电镜(SEM)对长期运行后的U71Mn钢轨踏面马氏体白层组织进行了分析。结果得出,曲线段钢轨踏面白层较直线段白层厚度深,硬度更高。随距表面距离增加,曲线段钢轨踏面白层内原奥氏体晶粒分别呈等轴状、长条状和非常细小的等轴状,原奥氏体晶粒内的马氏体形态随深度的增加,由以片状马氏体为主逐渐转变为以板条状为主的混合马氏体;而直线段钢轨踏面白层内原奥氏体晶粒均为长条状,且长轴方向平行于踏面,原奥氏体晶粒内为以板条状马氏体为主的混合马氏体。结合分析结果和可能的运行情况,作者认为,出现上述结果的主要原因是在钢轨使用过程中,由于蠕滑等原因造成表面温度急剧升高,超过了奥氏体的形成温度,使得组织中的碳化物发生不同程度的溶解,形成的奥氏体晶粒形状和大小,以及随后的快速冷却过程中得到的马氏体形态也与这种快速冷热循环有关。     

热变形对35CrMo钢淬火马氏体晶体学特征的影响北大核心CSCD

通过热压缩实验获得不同应变下35CrMo钢的淬火马氏体组织。基于电子背散射衍射(EBSD)测试技术研究了热变形对35CrMo钢淬火马氏体晶体学特征的影响,重点分析了不同变形量下奥氏体晶粒尺寸及马氏体变体组合特征的变化。研究结果表明:多轮动态再结晶的出现造成了高温真应力-真应变曲线的多峰变化,且第1轮动态再结晶明显细化了奥氏体晶粒。原始奥氏体的晶粒取向决定了淬火后马氏体变体的类型,且淬火马氏体变体的组合方式均为密排面组合。不同变形量下淬火马氏体变体间的取向差集中在50°~60°范围内,可通过引入大角度晶界来细化晶粒。     

C-1.5Mn-2.5Ni-0.5Cr-0.5Mo合金焊缝组织的演化机制

利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜研究了C-1.5Mn-2.5Ni-0.5Cr-0.5Mo合金系焊缝金属的微观组织,并通过Thermal-calc软件计算焊缝金属Fe-Ni相图,进而研究了焊缝金属从液相凝固到室温组织整个相变过程。此外还测试了焊缝金属的基本力学性能。研究表明:液态金属初生相为δ-铁素体,并以柱状方式生长,形成δ-铁素体柱状晶。温度下降,δ-铁素体开始向奥氏体转变,奥氏体晶粒也以柱状方式生长,形成柱状奥氏体晶粒。温度继续下降,在奥氏体晶界处最先发生相变形成贝氏体,而奥氏体内部最后发生相变转变成马氏体。原奥氏体晶界形核以及贝氏体侧向形核导致贝氏体呈交织状分布。焊缝金属具有良好的低温韧性,这是因为组织中含有大量交织状贝氏体。     

基于马氏体温变形的高锰TRIP钢组织演变

通过热模拟压缩和两相区退火实验,结合SEM、XRD方法,研究基于马氏体温变形的高锰TRIP钢制备过程的组织演变,并分析了变形工艺和退火工艺对组织演变的影响。结果表明:高锰TRIP钢温变形促进马氏体分解及铁素体动态再结晶的发生,两相区变形过程中可以形成奥氏体,同时渗碳体粒子溶解。随后两相区退火时,铁素体通过再结晶完成等轴化,奥氏体持续形成的同时渗碳体粒子逐渐溶解。通过高锰TRIP钢马氏体温变形加两相区退火工艺,可以在较小应变量和较短退火时间条件下获得由亚微米尺度的铁素体基体、马氏体和残留奥氏体组成的复相组织。     

中碳和高碳钢中束状马氏体的形成机理

用光学显微镜和扫描电镜观测了12种中碳和高碳钢淬火组织形态,证明了中碳和高碳钢在高温淬火后形成的束状组织不是板条马氏体,而是片状马氏体。从晶体学角度探讨了片状马氏体相互平行、呈束状生成的原因。通过改变奥氏体的均匀切变方向和马氏体片晶所平行的奥氏体方向(即双改变),来实现邻接马氏体片之间保持孪晶关系,以降低形核功和核长大功。马氏体相变的孪晶界面束状机制是细片马氏体相变的普遍方式,即在同一惯习面上,通过在已形成晶核的旁边生成具有孪晶关系的新晶核,以降低界面能和应变能,导致形成束状薄片马氏体。     

304/Q245R爆炸复合板覆板侧结合界面的组织和硬度

采用扫描电镜、X射线衍射仪和纳米压痕仪等手段,分析了消应力退火后304/Q245R爆炸复合板不锈钢覆板侧结合界面的组织结构和硬度.白亮带区由动态再结晶所形成的相变马氏体和奥氏体纳米晶构成;纤维区由剧烈变形拉长奥氏体晶粒和其孪晶交叉处形成的马氏体构成;变形区由扭转变形奥氏体晶粒和其孪晶交叉处形成少量马氏体构成.白亮带、纤维区和变形区与原始奥氏体区未变形区相比的纳米硬度分别提高32%,13.5%和9.1%,白亮区的纳米晶强化以及纤维区较变形区较大的马氏体相变强化为其主要原因.     

C-250马氏体时效钢逆变奥氏体再结晶温度的测定

利用相变过程和逆变再结晶过程伴随着热效应体积效应的原理,采用热分析和热膨胀相结合的方法来测定C-250马氏体时效钢的奥氏体化温度和逆变奥氏体再结晶温度.结果显示,C-250马氏体时效钢的奥氏体化温度为A<,s>≈647℃,A<,f>≈780℃,逆变奥氏体再结晶温度为923.1℃.     

淬火-配分处理对二次淬火时钢中残留奥氏体分解转变的影响

对0.26C-1.72Si-1.56Mn钢进行了不同碳配分时间的淬火-配分(Q-P)处理,并研究了其组织,特别是二次淬火中奥氏体的分解转变。结果表明:Q-P处理后都形成了板条马氏体+二次淬火组织,且二次淬火组织中都存在孪晶马氏体;碳配分时间在10~300 s范围内,Q-P处理后残留奥氏体中的C含量均高于1.0wt%,残留奥氏体的含量不低于11%(体积分数),有利于钢韧性的改善;初次淬火后未转变奥氏体的形态和尺寸是影响其稳定性的关键因素,初次马氏体板条界膜状奥氏体容易形成残留奥氏体;相对于块状未转变奥氏体,条状未转变奥氏体容易形成二次淬火马氏体及片状残留奥氏体。     

4Cr13不锈钢非平衡组织激光加热时的组织遗传特征

对4Cr13不锈钢淬火及淬火 低温回火等非平衡组织经激光加热时奥氏体形成特点及加热后的表面层硬度的分布进行了研究分析。结果表明,4Cr13不锈钢非平衡组织激光加热时存在明显的组织遗传特征和相变硬化再结晶现象。当激光加热时,细小的奥氏体晶粒沿原奥氏体晶界优先析出,产生“晶粒边界效应”;原奥氏体晶内除形成少量细小奥氏体晶粒外,基本恢复原来的大小,产生“组织遗传”;在0．1mm-0．3mm加热表层内存在较小的奥氏体晶粒,产生“相变硬化再结晶”。非平衡组织激光加热后的表层硬度分布为5个区域,硬度曲线呈马鞍形。     

冷却速度对高铬铸铁热处理过程中组织转变的影响

研究了冷却速度对高铬铸铁热处理冷却过程中其微观组织转交的影响,并观察其微观组织.结果表明,在较低冷速下微观组织为典型的亚共晶白口铸铁组织形态,由初生奥氏体的低温转变组织和共晶体组成;在冷却速度为3℃/s时开始出现马氏体组织,并优先在共晶奥氏体区域大量形成;随着冷却速度的增加,马氏体量逐步增多,在10℃/s冷速下为连续的马氏体基体组织和共晶碳化物.二次碳化物在初生奥氏体区大量弥散析出,而在共晶奥氏体区没有二次碳化物生成.随着冷速的增加,初生奥氏体和共晶奥氏体区的珠光体片层间距均逐渐减小.     

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。