X80管线钢连续冷却相变研究

在Gleeble-3800热模拟机上研究了X80管线钢经两阶段轧制后连续冷却过程中的相变行为,用热膨胀法和金相法建立了连续冷却转变(CCT)曲线.结果表明,在低冷速下,X80管线钢组织主要由铁素体+贝氏体组成,当冷速大于1 ℃/s时,组织全部转变为不同形貌的贝氏体,随冷速增加,组织明显变细,同时材料的硬度逐步增高.根据CCT曲线,在实际生产中,终轧温度控制在750 ℃以上且轧后冷却速率控制在20~30 ℃/s最好,此时可获得含高密度位错和弥散MA组元的贝氏体组织,使X80管线钢同时达到高强度高韧性.     

经济型X80管线钢的CCT曲线

利用Formastor-FⅡ型热膨胀仪研究了两种不同成分的X80管线钢的连续冷却相变行为,绘制了连续冷却转变（CCT）曲线,并通过硬度试验,光学显微组织观察等手段分析了传统型和经济型X80管线钢的CCT曲线及两者在不同冷却条件下的相变规律。结果表明,经济型X80管线钢的CCT曲线比传统型的偏左移,但在实际生产冷速下,两条CCT曲线基本重合。随冷却速率的增加,两试验钢的组织转变规律基本相同,且硬度趋于一致;通过合理的控制相变,经济型X80钢可以获得与传统型X80钢相同的组织类型、细化程度以及硬度值。     

X80管线钢连续冷却转变规律的研究

利用Gleeble2000热模拟试验机研究了X80管线钢在连续冷却条件下的组织变化规律,绘制了试验条件下X80管线钢的动态CCT曲线。结果表明,随着冷却速度的提高,X80管线钢组织由多边形以及准多边形铁素体逐渐转变为贝氏体类组织。实验室条件下X80管线钢以20~30℃/s冷却后的组织以细小均匀的针状铁素体为主,一定数量的细小M/A岛弥散分布于铁素体晶粒内的板条界上,这种组织结构有利于获得高强度和高韧性。     

热变形对高铌X80管线钢连续冷却转变曲线的影响

用Gleeble-3500热模拟试验机测定了一种高Mn、高Nb X80管线钢连续冷却转变(CCT)曲线,研究热变形对连续冷却相变行为的影响.结果表明:变形可以促进多边形铁素体和珠光体相变,抑制针状铁素体相变,同时可以提高相变温度,细化相变组织.变形及冷却过程中Nb(C,N)的析出,降低了奥氏体的稳定性,加速相变,但抑制铁素体晶粒长大,细化室温组织.     

X80管线钢连续冷却过程中的相变研究

用Gleeble-2000热模拟机研究了高铌管线钢经两阶段轧制中连续冷却过程的相变行为,利用热膨胀法结合金相法建立了其连续冷却转变曲线,分析了变形参数对组织的影响规律.试验结果表明,试验钢在低冷速下主要形成多边形铁索体,当冷却速率大于10℃/s时,针状铁素体的数量明显增多;随着冷却速率的增加,组织明显变细.     

X80管线钢的过冷奥氏体转变规律和相变模型

利用L78RITA淬火热膨胀仪研究了X80管线钢过冷奥氏体转变的相变规律,结合金相-硬度法绘制了试验钢的连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,随着冷却速率的增加,X80管线钢过冷奥氏体分别发生了铁素体、贝氏体、马氏体转变;冷速小于3℃/s时,组织为铁素体和贝氏体;冷速在3～20℃/s时,组织只有贝氏体;冷速大于40℃/s时,组织中开始出现马氏体,且随着冷速的进一步增大,马氏体的含量逐渐增多,贝氏体逐渐减少直至消失。试验钢硬度随着冷却速率的增加呈逐步升高的趋势。在CCT曲线基础上,建立了相变点温度-冷却速率关系模型,并通过回归计算得到拟合度较高的相变模型,且模型计算值与试验值之间能够很好的地吻合,证明了该相变模型的可行性。     

X80钢连续冷却转变规律的实验研究

采用Gleeble热模拟试验机和光学金相显微镜研究了X80钢连续冷却条件下的组织及其转变规律.实验结果表明:随冷却速度的提高,X80管线钢组织由多边状、准多边状铁素体逐渐转为贝氏体类组织.其中以20～30℃/s速度冷却时获得的组织以典型的细小、均匀针状铁素体类型为主;组织中含有一定数量的细小M/A岛弥散分布于铁素体晶粒内部的板条界上,这种组织结构有利于获得高强度与高韧性.     

连续冷却过程中X70管线钢的铁素体相变动力学

在DIL805膨胀仪上测量了X70管线钢在连续冷却过程中的热膨胀曲线。根据试验结果,分析比较了两种奥氏体-铁素体相变开始温度模型,并通过对JMAK方程采用逆向回归法确定了铁素体相变分数的关键性参数,从而确定了连续冷却过程中的相变动力学。结果表明,不同冷却速率下的最佳n值和k值可通过JKMA公式逆向回归得出,模型分别采用时间指数n为0.5、1、1.5、1－0.5X²的4种取值方法计算铁素体相变动力学曲线,通过与试验数据的对比发现,用相变体积分数X的函数表征n值的方法计算精度更高,与试验结果吻合更好。模型Ⅰ由于对铁素体体积形核功ΔG_V的取值有局限性,使得模型在大冷却速率下的预测结果会出现一定偏差,而模型Ⅱ仅涉及两个参数,适用性强,对于X70管线钢铁素体相变开始温度与冷却速率变化趋势为：T_s=Ae₃-39.1440φ^0.4020     

X70管线钢连续冷却过程中的相变行为

利用Gleeble-3500热模拟机研究了X70管线钢未变形和经双道次变形后连续冷却过程的相变行为,采用热膨胀法结合金相法建立了静态和动态连续冷却转变曲线,分析了冷却速度和变形参数对组织转变的影响规律。结果表明,热变形加速针状铁素体和多边形铁素体相变,使相变的开始温度和结束温度显著提高,CCT曲线明显向左上方移动。实际中为获得针状铁素体组织,需相应增加变形后的冷却速度。与同一冷速下未经变形的连续冷却转变的组织相比,热变形可以显著细化组织,使组织中的岛状物更加细小弥散,通过变形可以在更宽的冷速范围内获得针状铁素体。     

管线钢X80的CCT曲线研究

采用膨胀仪研究管线钢X80连续冷却过程中的相变规律。采用热膨胀法和金相法相结合测绘管线钢X80的CCT曲线,并研究冷却速率对组织和硬度的影响规律。实验结果表明:不同的冷却速率下实验钢的组织不同。低冷速下,管线钢X80的组织均为多边形铁素体外加少量的珠光体;随着冷速的增加(3℃/s时),多边形铁素体逐渐转变为针状铁素体;当冷速达到50℃/s以上时,还会出现贝氏体组织。随冷速的提高,实验钢的硬度呈逐渐上升趋势。     

X65管线钢连续冷却转变实验研究及动力学模型

采用热膨胀仪对X65管线钢进行了连续冷却转变曲线(CCT曲线)的研究。用光学显微镜观察在不同冷速下的显微组织,得到了实验钢种的连续冷却组织转变规律。在冷却速度为0.9～9℃/s范围内观察到较明显粒状贝氏体组织。采用回归方法,建立了相变温度-冷速关系模型和冷速为0.03℃/s时的相变动力学模型,结果显示预测值与实验值有较好的吻合。     

桥壳钢FSN400的连续冷却转变

为确定汽车桥壳的最佳热冲压工艺,采用Gleeble-2000热模拟机研究了静态和动态条件下FSN400钢的连续冷却转变过程,分析了变形温度和冷却速度对试验钢组织转变的影响.结果表明,桥壳热冲压工艺以850 ℃加热,5 ℃·s~(-1)冷却为宜,其组织为铁素体、珠光体和少量粒状贝氏体.     

热变形对低Mo管线钢X80显微组织和相变动力学的影响

在Gleeble-1500热模拟试验机上对低Mo管线钢X80进行了不同热变形条件下的压缩试验,分析了变形温度、变形量和变形速率对材料组织特征和相变动力学的影响,结果表明:随变形温度的降低,低Mo管线钢X80奥氏体(γ)晶界变得不明显,板条贝氏体(LB)变短且数量减少,变形温度对相变动力学的影响不大;随变形量的增加,板条贝氏体和粒状贝氏体(GB)减少而针状铁素体(AF)增多,板条贝氏体束(Bainite Packet)内的M/A岛尺寸减小且分布更加弥散化,相变动力学曲线右移;随变形速率的降低,奥氏体晶界的多边形特征变得不明显,板条贝氏体数量减少,M/A岛尺寸减小且分布弥散化,相变动力学曲线右移。     

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.     

Q420特厚钢板连续冷却过程的相变行为

针对Q420钢特厚板的生产工艺特点,利用Gleeble-2000热模拟试验机研究了该钢变形和未变形条件下的连续冷却过程中相变行为及组织演变规律,绘制了该钢的连续冷却转变(CCT)曲线,分析了控轧控冷工艺对其连续冷却相变的影响。结果表明:Q420钢随着冷却速度的提高,奥氏体→铁素体开始转变温度Ar3降低,相变后铁素体晶粒细化;贝氏体开始转变温度(Bs)先升高后降低,贝氏体转变量逐渐增加。随着变形量的增加,CCT曲线整体向左上方移动,加速了铁素体和贝氏体相变。随着变形温度的降低,铁素体相变温度升高,扩大了铁素体区,贝氏体相变温度降低。     

Nb-V复合微合金化高钢级管线钢的奥氏体连续冷却转变

利用热模拟试验机研究了3种不同成分的Nb、V微合金化高钢级管线钢的过冷奥氏体连续冷却转变行为,绘制了动态CCT曲线,分析和比较了3种试验钢的显微组织、显微硬度值和动态CCT曲线。结果表明,0.05Nb-0.03V配比能提高多边形铁素体的开始转变温度,从Nb钢的650~700 ℃,提高到700~800 ℃,并缩小多边形铁素体温度转变区间,扩大贝氏体温度转变范围,从Nb钢的400~650 ℃,扩大到350~680 ℃,同时抑制多边形铁素体相变,使管线钢更易获得所需的贝氏体针状铁素体组织。