42CrMo钢渗碳层相组成及淬透性预测分析

采用JMatPro软件对42CrMo钢工件不同渗碳量的渗碳层组织中相组成、CCT曲线、末端淬透性能进行计算。结果表明:随着渗碳量的增加其淬火组织奥氏体化温度逐渐降低,淬火组织中铁素体含量逐渐减少,渗碳体含量逐渐增多;随着渗碳量增加在过冷奥氏体连续转变过程中其铁素体、贝氏体、珠光体和马氏体的转变温度出现逐渐降低的趋势;随渗碳量的增加其末端淬透性能中屈服强度、洛氏硬度和抗拉强度而呈增大趋势。淬火阀杆其屈服强度、洛氏硬度和抗拉强度随距淬火端面距离的增加呈现逐渐减少的趋势,并且0~1.5 cm减幅程度最大,1.5~10 cm处减幅变得平缓。     

冷却工艺对抗大变形管线钢X70HD热涂敷性能的影响

抗大变形管线钢加热并保温一段时间后,钢管力学性能将发生变化,通常会有屈服强度、屈强比升高,均匀延伸率降低,应力—应变曲线形状改变等,这些性能变化将降低钢管抵抗变形的能力。利用扫描镜等设备研究了冷却工艺对21mmX70HD抗大变形管线钢组织、性能和应变时效硬化的影响。结果表明,随着开始冷却温度的降低,先共析铁素体含量逐渐增加,贝氏体组织含量逐渐降低,贝氏体的组织相态由粒状贝氏体逐渐向板条贝氏体转变。当开始冷却温度在700℃时,试验钢板具有最佳的综合力学性能。试验钢板制成1016mm钢管后,钢管在200℃时效保温5min下,纵向屈服强度Rt0.5为497MPa,抗拉强度Rm为695MPa,伸长率为41%,屈强比Rt0.5/Rm为0.72,Rt1.5/Rt0.5为1.24、Rt2.0/Rt1.0为1.09,均匀变形伸长率达到9.0%。     

980MPa级复相钢热处理工艺优化及组织性能研究

利用Gleeble-3500热模拟试验机、光学显微镜研究了热处理工艺对980MPa级复相钢显微组织和力学性能的影响。结果显示:钢的显微组织为贝氏体、铁素体及马氏体三相,且加热温度越高,贝氏体及马氏体硬相组织越多,铁素体含量越少,组织均匀性显著提高。钢的屈服强度也随加热温度的提高而逐渐增高,但抗拉强度保持不变。随着缓冷温度的降低,钢中贝氏体及马氏体组织减少,铁素体含量增加,同时力学性能降低。相变-位移曲线显示加热过程中试验钢在730°C左右开始发生奥氏体相变,在860°C左右完成全奥氏体化。在降温过程中试验钢在456°C左右进行贝氏体相变,在244°C至165°C较宽的温度范围内进行马氏体相变,且均热温度越高,贝氏体相变量越大,马氏体量越少。     

热处理温度对345 MPa级耐火钢组织及性能的影响

研究了不同热处理温度对345 MPa级耐火钢组织和性能的影响.结果表明,经过热处理后试验耐火钢的组织特征是由铁素体基体、少量粒状贝氏体和M-A岛组成的混合组织.随着热处理温度的升高,铁素体晶粒尺寸长大,粒状贝氏体和M-A岛数量减少,耐火钢的抗拉强度、屈服强度和屈强比下降,延伸率升高.在加热温度为800℃时,铁素体晶粒形状规则,贝氏体分布均匀,综合力学性能最好.     

贝氏体等温时间对超高强冷轧相变诱导塑性钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350℃保温100~1 000 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温时间对超高强冷轧相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成。贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温时间增加,促进了过冷奥氏体向贝氏体转变,固溶C原子充分向剩余奥氏体中富集。因此,过冷奥氏体中的平均碳含量增加,使得冷轧TRIP钢残余奥氏体分数提高,马氏体体积分数下降。贝氏体等温时间由100 s延长至1 000 s时,冷轧TRIP钢屈服强度由596 MPa提高至692 MPa,抗拉强度由1 455 MPa降低至1 138 MPa,屈强比由0.41提高至0.61,伸长率(A80)由6.3%提高至18.9%。贝氏体等温时间为1 000 s时,冷轧超高强TRIP钢具有优良的综合力学性能,最大强塑积达到21 510 MPa·%。     

回火温度对Q690D低碳贝氏体钢组织性能的影响

低碳贝氏体钢因强度高、韧性好，被广泛应用，Q690D是其中的高强度焊接结构钢。针对Q690D原生产工艺复杂、成本高、交货周期长、成品力学性能差等问题，通过金相显微镜和力学性能测试，研究了回火温度对Q690D低碳贝氏体钢显微组织和力学性能的影响。结果表明：试验钢在450～550℃温度回火后，综合力学性能最佳，抗拉强度为817～838 MPa,屈服强度为718～722 MPa,屈强比≤0.86,伸长率为18.5%～20%,-20℃冲击吸收能量达到216～249 J,完全满足国标对Q690D的性能要求，此时试验钢显微组织以板条贝氏体为主，存在少量粒状贝氏体及残余奥氏体。随着回火温度的升高，试验钢中板条贝氏体发生分解，析出物逐渐增多，铁素体再结晶并长大；宏观上表现为试验钢的抗拉强度下降，伸长率逐渐升高，钢板的屈服强度先升高后降低。     

贝氏体等温温度对超高强冷轧TRIP钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350～410℃保温600 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温温度对超高强相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成;贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温温度增加,固溶C原子扩散系数提高,促进残余奥氏体中碳化物的析出。因此,奥氏体中的平均固溶C含量降低,使得TRIP钢残余奥氏体分数降低,马氏体体积分数增加。贝氏体等温温度由350℃增加至410℃时,TRIP钢屈服强度由720 MPa降低至573 MPa,抗拉强度由1 195 MPa提高至1 312 MPa,伸长率A_(80)由17.8%降低至12.5%。贝氏体等温温度为350℃时,冷轧TRIP钢具有优良的综合力学性能,强塑积达到21 270 MPa·%。     

正火终冷温度对U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢力学性能的影响

通过力学性能测试及OM、SEM、EBSD、XRD显微组织分析，研究了正火终冷温度对U26Mn2Si2CrNiMo贝氏体奥氏体钢力学性能的影响。结果表明，当正火终冷温度为330℃时，其屈服强度达到1 246 MPa,抗拉强度达到1 335 MPa,伸长率为14.4%,室温冲击功为84 J,-40℃低温冲击功为38 J。随着正火终冷温度的降低，其屈服强度有所降低，但是抗拉强度增加，同时其伸长率和冲击功均逐渐降低。随正火终冷温度的降低，残余奥氏体体积分数逐渐降低，大角度晶界比例增加，残余奥氏体的取向稳定性和机械稳定性均降低，当温度降低至300℃时，残余奥氏体消失。同时低的正火终冷温度将增大贝氏体铁素体间的应变梯度，晶界失去了对裂纹扩展的阻碍作用，这些因素的协同作用导致综合力学性能的降低。     

X70管线钢屈强比控制的实践与分析

结合管线钢的生产实践,针对X70管线钢屈强比偏高的问题,从工艺及显微组织控制方面进行了深入分析。结果显示:开冷温度低、终冷温度偏高、针状铁素体及贝氏体等硬相组织含量偏少是导致钢板屈强比偏高的主要原因。终冷温度降低到430℃以下,形成的板条贝氏体能大幅度提高钢板的抗拉强度,而屈服强度提高不大,屈强比可得到有效降低。     

高碳贝氏体钢的低温转变组织与性能

摘要：采用光学与扫描电子显微镜、X射线衍射等手段研究了不同等温温度（300、250、200℃）对于高碳（质量分数0.79%）贝氏体钢低温转变样品的相含量、组织尺寸和力学性能的变化规律。结果表明,随贝氏体等温温度的降低,贝氏体最终转变量更高,贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体宽度、块状残余奥氏体尺寸减小,抗拉强度升高,塑韧性降低。300℃的贝氏体抗拉强度为1525MPa,贝氏体铁素体宽度是116nm,而200℃的贝氏体铁素体板条尺寸达到62nm,抗拉强度达到1 928MPa。研究发现,在未充分转变的贝氏体样品中,尺寸大于4.7μm的块状残余奥氏体在冷却过程中易发生马氏体相变,而小于该尺寸的残余奥氏体比较稳定,可以保留到最终组织中。     

相变时间对CSP热轧TRIP钢组织和性能的影响

利用OM、SEM、XRD、EBSD和室温拉伸试验机等研究了CSP热轧TRIP钢中间缓冷时间及贝氏体等温时间对组织和力学性能的影响。结果表明,随着中间缓冷时间的延长,试验钢中的铁素体和残余奥氏体体积分数增加,贝氏体体积分数减少;抗拉强度基本不变,屈服强度逐渐降低,断后伸长率和强塑积变化不明显。中间缓冷时间为6 s时,可满足CSP产线的要求。对贝氏体相变时间的研究表明,当等温时间为15 min时,试验钢中的残余奥氏体主要分布于铁素体/铁素体界面、铁素体/贝氏体界面以及贝氏体中,体积分数约为7.1%,表现出良好的TRIP效应。其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和强塑积分别达到744.0 MPa、522.5 MPa、29.3%和21.8 GPa·%,力学性能最优。当等温时间延长至50 min时,试验钢中的贝氏体含量增加,残余奥氏体体积分数减少至2.7%,强塑积明显下降。     

相变时间对CSP热轧TRIP钢组织和性能的影响

利用OM、SEM、XRD、EBSD和室温拉伸试验机等研究了CSP热轧TRIP钢中间缓冷时间及贝氏体等温时间对组织和力学性能的影响。结果表明,随着中间缓冷时间的延长,试验钢中的铁素体和残余奥氏体体积分数增加,贝氏体体积分数减少;抗拉强度基本不变,屈服强度逐渐降低,断后伸长率和强塑积变化不明显。中间缓冷时间为6 s时,可满足CSP产线的要求。对贝氏体相变时间的研究表明,当等温时间为15 min时,试验钢中的残余奥氏体主要分布于铁素体/铁素体界面、铁素体/贝氏体界面以及贝氏体中,体积分数约为7.1%,表现出良好的TRIP效应。其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和强塑积分别达到744.0 MPa、522.5 MPa、29.3%和21.8 GPa·%,力学性能最优。当等温时间延长至50 min时,试验钢中的贝氏体含量增加,残余奥氏体体积分数减少至2.7%,强塑积明显下降。     

锰对贝氏体钢中残余奥氏体回火稳定性的影响

为探索锰含量的变化(锰质量分数为0.1%(0.1Mn钢)和1.5%(1.5Mn钢))对无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体(RA)回火稳定性的影响,利用扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)及透射电镜(TEM)等试验方法对残余奥氏体稳定性和力学性能的变化规律进行研究。结果表明,0.1Mn钢的热轧态组织主要是由粒状贝氏体(GB)+板条贝氏体(LB)组成,而1.5Mn钢的热轧态组织主要以板条贝氏体为主,且1.5Mn钢中残余奥氏体含量较高,屈服强度和抗拉强度均优于0.1Mn钢。在经过300～500℃回火后,残余奥氏体体积分数逐渐下降至完全分解,屈服强度和抗拉强度均表现为先升高后降低,但伸长率逐步增加。300℃回火性能最佳,原因主要是由于残余奥氏体在300℃回火中,块状残余奥氏体分解为过饱和马氏体/贝氏体,碳从过饱和马氏体/贝氏体中扩散至邻近残余奥氏体中使其含量增加,热稳定性得到提高,在拉伸的过程中产生了TRIP效应,从而使试验钢的强塑性得到提升。1.5Mn钢的性能明显优于0.1Mn钢,因为锰可以与碳产生协同作用共同促进奥氏体的稳定,提高伸长率,另外锰含量的增加使碳当量也提高,强度增强。基于修...     

钼在高钢级管线钢中的作用研究

研究了低C-Mn-Nb系高钢级X80管线钢中不同钼的质量分数对组织和性能的影响。结果表明,在此系列的钢中,随着钼的质量分数的增加,针状铁素体的量也随着增加,同时钢中出现贝氏体束和M-A组织。钢的屈服强度、抗拉强度均随钼的质量分数的提高而增加,而抗拉强度的提高幅度要高于屈服强度,屈强比随Mo的加入而降低,且随着M-A组织的增多,钢的冲击韧性降低明显。     

贝氏体形态对细晶铁素体/贝氏体双相钢室温力学性能的影响

基于过冷奥氏体动态相变的思想,通过两道次压缩变形结合控制冷却的热模拟轧制工艺,获得不同贝氏体含量及形态的细晶铁素体贝氏体双相钢。通过显微组织观察及力学性能测试,考察了第二相贝氏体特征对双相钢室温拉伸变形行为的影响。研究结果表明,形变后快速冷却可获得无碳板条状贝氏体,较慢的冷速或在贝氏体转变区保温处理可获得粒状贝氏体。贝氏体体积分数大于20%左右的细晶铁素体/贝氏体双相钢具有低的屈服强度,高的抗拉强度,高的伸长率,低屈强比以及连续屈服特性。屈服强度既与铁素体晶粒尺寸相关,也与贝氏体形态和数量相关。板条贝氏体引起的屈服强度提高大于粒状贝氏体,粒状贝氏体具有比板条贝氏体更好的塑性。     

贝氏体形态对细晶铁素体/贝氏体双相钢室温力学性能的影响

基于过冷奥氏体动态相变的思想,通过两道次压缩变形结合控制冷却的热模拟轧制工艺,获得不同贝氏体含量及形态的细晶铁素体贝氏体双相钢。通过显微组织观察及力学性能测试,考察了第二相贝氏体特征对双相钢室温拉伸变形行为的影响。研究结果表明,形变后快速冷却可获得无碳板条状贝氏体,较慢的冷速或在贝氏体转变区保温处理可获得粒状贝氏体。贝氏体体积分数大于20%左右的细晶铁素体/贝氏体双相钢具有低的屈服强度,高的抗拉强度,高的伸长率,低屈强比以及连续屈服特性。屈服强度既与铁素体晶粒尺寸相关,也与贝氏体形态和数量相关。板条贝氏体引起的屈服强度提高大于粒状贝氏体,粒状贝氏体具有比板条贝氏体更好的塑性。     

Si含量对高强度高韧性贝氏体型非调质钢屈强化的影响

热锻用贝氏体型调质钢具有优良的抗拉强度性能和冲击特性。但贝氏体型非调质钢的屈服强度与普通热锻用调质钢相比还不尽如人意，因此，了为提高热锻用高强高韧贝氏体型非调质钢的屈强比（σ0．2／σ B），进行了包括热处理操作在内的若干调查研究，所得结果如下：（1）通过450－600℃回火处理，提高了贝氏体型非调质钢的屈强比。（2）通过控制制冷却速度也提高了贝氏体型非调质钢的屈强比；在控制冷却速度处理过程中，锻钢通常空冷到接近贝氏体转变开始温度，然后装箱缓冷。（3）[Si]含量与残余奥氏体量有关；残余奥氏体量少时可获得较高的屈强比。由于残余奥氏体（从晶体结构观点考虑认为残余奥氏体比基体更易变形）量的降低，钢中的局部变形得到抑制。（4）残余奥氏体量与[Si]含量相关，[Si]含量较低时，残余奥氏体量少。看来会发生这种现象；由于在从奥氏体向贝氏体转变的过程中推迟碳扩散的[Si]含量少而抑制了奥氏体相的碳富集，所以奥氏体难以保持在室温。（5）因此，通过降低[Si]含量来抑制残余奥氏体量就能无需进行补热处理操作而提高屈强比，从节能和经济性角度考虑，认为这种方法是最可取的。根据上述研究结果，本公司已开发了具有更高屈强比的新的贝氏体型非调质钢，并且已将这些钢实际用作卡车转向件用材料。     

淬火碳配分工艺下贝氏体/铁素体复相钢的组织和性能

采用SEM、TEM、EPMA、XRD、室温拉伸等实验手段,对两相区保温-贝氏体区淬火配分(IQPB)工艺下不同淬火碳配分温度和时间热处理后的组织和性能进行研究。结果表明,实验用钢经IQPB工艺处理后,室温组织主要由铁素体+贝氏体+残余奥氏体组成。两相区保温后,C、Mn元素在马氏体(原奥氏体)中富集,其含量分别为基体平均值的1.47倍和1.16倍。随淬火配分温度降低,贝氏体体积分数增加,组织细化,马氏体/奥氏体小岛数量增多。随着配分温度升高及配分时间增加,实验钢室温组织中残余奥氏体含量增加,抗拉强度降低,断后伸长率提高,加工硬化行为持续发生。综合不同配分温度和时间,400℃淬火进行10min配分处理时,抗拉强度达1 107MPa,伸长率达24%,此时强塑积可达26 568MPa·%。     

高强度建筑钢屈强比的研究

通过分析生产实际的数据和应用金相、扫描电子显微镜观察,对热轧态高层建筑钢板的屈强比的影响因素进行了分析,结果表明:随着钢板厚度的增加,屈服强度下降,抗拉强度有少许的上升,屈强比有明显的下降;随着C含量的增加,抗拉强度比屈服强度的上升快,钢板的屈强比减小,随着Mn、Si含量的增加,屈服强度、抗拉强度和屈强比增加;随着开轧温度、开冷温度的提高,屈服强度和屈强比均有明显的下降,而抗拉强度下降的幅度小;晶粒细化对屈服强度的提高比对抗拉强度的明显,并能显著的提高屈强比。     

超高强铁素体/贝氏体双相钢的控轧控冷

通过实验室热轧机组的控轧控冷试验,研究了控轧控冷参数对超高强铁素体/贝氏体双相钢组织性能的影响。结果表明,采用不同温度终轧,轧后不同方式冷却,抗拉强度几乎都在1 000MPa以上,屈强比在0.54～0.62之间,伸长率在13%～17%之间。铁素体晶粒随终轧温度降低和冷却速度加快而细化;终冷温度降低,贝氏体量增多。经800℃终轧后层流冷却至560℃左右空冷,由于铁素体晶粒细化,组织中大量的粒状贝氏体、无碳化物贝氏体、少量的孪晶马氏体以及残余奥氏体的存在使抗拉强度达1 130MPa,伸长率达16%,强塑积达到18 080MPa.%的最高值。控轧控冷获得以铁素体/贝氏体双相组织为主并含有少量残余奥氏体+马氏体的复相组织,使试验钢具有了优异的力学性能。