配分温度对Q&P钢中残余奥氏体及性能的影响研究

对碳-锰-硅钢淬火后在不同温度下进行配分处理,采用SEM结合EBSD技术对实验钢显微组织、残余奥氏体含量及力学性能进行表征。结果表明:随配分温度的升高,实验钢的抗拉强度降低,主要因为马氏体脱碳软化所致。残余奥氏体含量与伸长率变化趋势相同,由于在拉伸变形过程中残余奥氏体发生马氏体相变即TRIP效应,从而提高塑性。因此在300℃配分处理后的性能优异,抗拉强度为1328 MPa,伸长率为13%,残余奥氏体含量达到4.78%。     

新型热成形-淬火碳分配工艺

基于变形、相变、和碳分配同时实现的高强度钢设计思想,利用奥氏体区变形来细化晶粒,利用淬火与分配工艺使钢发生相变且进行碳分配来实现对硬相马氏体和软相残余奥氏体的调控,既一种新型热成形-淬火碳分配碳分配工艺,最终获得纳米级含有错位型马氏体和残余奥氏体的双相复合组织,这种工艺在不损害高强度钢强度的前提下,提高其力学性能,值得推广。     

考虑TRIP效应的QP980超高强度钢多相本构模型

Q&P钢是一种高强度高塑性的第三代先进高强度钢种,合理的微观组织结构和塑性变形过程中引发的相变诱导塑性,是决定其力学性能的关键因素。通过SEM观察确定QP980的微观组织为板条马氏体、铁素体和残余奥氏体的混合组织。由XRD实验测量得到QP980钢板在单向拉伸状态下不同应变量对其残余奥氏体转化量的影响规律,发现QP980中残余奥氏体的体积分数随应变量的增加呈非线性下降的趋势。根据O-C马氏体相变动力学模型,得出QP980中残余奥氏体含量和等效应变的关系函数。根据等功原理和混合硬化准则,建立了考虑TRIP效应的QP980多相本构模型,并与QP980单向拉伸实验得到的应力应变曲线对比,验证了该模型的有效性。     

热处理工艺对中碳TRIP钢微观组织及力学性能的影响

研究了淬火回火（QT）和等温淬火（AT）两种热处理工艺对0.4C-1.5Si-1.5Mn系中碳TRIP钢棒材微观组织和力学性能的影响。结果表明,经等温淬火处理的试样,含有贝氏体铁素体、贝氏体、残余奥氏体及少量马氏体等多相组织,并且试样中含有较高的残余奥氏体量,这使得其常规力学性能明显优于淬火回火马氏体组织的试样。等温淬火工艺经400℃等温600s所获得的力学性能最佳,相变诱发塑性效果也最好,而且基体的组织较为均匀细化,残余奥氏体的含量较高,并有较多的下贝氏体存在,与上贝氏体交替出现对基体进行分割,从而可使实验用TRIP钢具有明显的TRIP效应。     

配分温度对Q&P钢组织性能的影响

通过一步淬火配分热处理工艺参数的变化研究了钢的组织性能的变化规律.结果表明,不同淬火温度下,抗拉强度随配分温度的升高而逐步降低,屈服强度则随配分温度升高而下降.在250℃配分后得到最优的强韧性,抗拉强度达到1655MPa,伸长率16.8％,强塑积为27804 MPa·％.另外在250℃配分后得到最高的残余奥氏体含量和奥氏体中较低的碳含量,在变形过程中发生马氏体相变,即TRIP效应,使塑性提高.     

淬火- 非等温碳分配下淬火温度对显微组织的影响

以低碳Si- Mn钢为研究对象,在MMS- 300热力模拟实验机上,分析了在DQ&P（Direct quenching & Partitioning）工艺的非等温碳分配条件下,淬火温度对试样显微组织、残余奥氏体含量和残余奥氏体中碳含量的影响。结果表明：试样的显微组织由板条状马氏体、残余奥氏体及少量铁素体组成;在320 ℃较高的淬火温度条件下,马氏体板条边界变得不明锐且弯曲,同时,碳化物沉淀含量增加;残余奥氏体含量随淬火温度的升高先增加后减少,在240 ℃时达到最大值;残余奥氏体中碳含量随淬火温度先减少后增加。     

Q&P工艺对含铜马氏体不锈钢组织与性能的影响

对含铜马氏体不锈钢进行了QP热处理,研究了配分温度和时间对其组织与性能的影响。结果表明,通过QP热处理,含铜马氏体不锈钢中可以获得一定比例的残余奥氏体;配分温度升高,材料的残余奥氏体先增加后减少,而硬度和抗拉强度呈下降趋势;当温度超过400℃时,硬度和抗拉强度略有升高,伸长率不断增加。配分时间延长,抗拉强度先下降,伸长率升高;配分时间高于30 min后,抗拉强度略有上升。QP热处理后的马氏体不锈钢综合力学性能得到改善。     

奥氏体化保温时间对低碳硅锰Q&P钢组织性能影响的研究

采用场发扫描电镜、X射线衍射仪和拉伸实验研究了不同的奥氏体化保温时间对双相区保温+QP热处理和QP热处理两种工艺的组织和性能。结果表明:经QP热处理的实验用钢,在奥氏体区保温60 s时,得到的组织为马氏体+铁素体+残余奥氏体;经过双相区保温+QP热处理,奥氏体区保温60 s时,得到的组织为马氏体+残余奥氏体,随保温时间的延长,两种热处理工艺得到的组织均为马氏体+残余奥氏体;随奥氏体区保温时间的延长,QP热处理和双相区保温+QP热处理抗拉强度均呈先升高后降低的趋势,伸长率均逐渐降低。其中在奥氏体保温60 s时,双相区保温+QP热处理得到的强塑性最好。     

预变形退火对钛基非晶复合材料力学性能的影响

采用磁悬浮熔炼-水冷铜模吸铸法制备出Ti₄₀Ni₄₀Cu₂₀非晶基复合材料板状试样,通过压力试验机对试样进行不同程度的预压缩,然后在150℃、30min下退火,研究了预变形退火工艺对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明：奥氏体相在外力作用下发生马氏体相变,形变诱导相变加之退火释放残余热应力从而对非晶基体起到增强增韧的作用。随着预变形程度的增加,马氏体相和奥氏体相均增加,而马氏体相增加的更快,复合材料的屈服强度提高,塑性减小, 塑形阶段预变形能够实现屈服强度可控;     

预变形退火对钛基非晶复合材料力学性能的影响（英文）

采用磁悬浮熔炼-水冷铜模吸铸法制备出Ti_(40)Ni_(40)Cu_(20)非晶基复合材料板状试样,通过压力试验机对试样进行不同程度的预压缩,然后在150℃、30 min下退火,利用金相、X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了预变形退火工艺对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:奥氏体相在外力作用下发生马氏体相变,形变诱导相变加之退火释放残余热应力从而对非晶基体起到增强增韧的作用。随着预变形程度的增加,马氏体相和奥氏体相均增加,而马氏体相增加地更快,复合材料的屈服强度提高,塑性减小,塑形阶段预变形能够实现屈服强度可控。     

热处理工艺对低碳硅锰TRIP钢力学性能的影响

低碳硅锰钢经临界区等温淬火,残留有大量的奥氏体。该钢在Ma～Md温度之间形变,因钢中大量稳定的残余奥氏体的应变诱导马氏体相变和相变诱发塑性(TRIP),可获得高的强度、塑性以及良好的强度与塑性的配合。通过对其力学性能测试与显微组织分析,对低碳硅锰钢热处理工艺及钢中残余奥氏体的相变诱发塑性行为进行了探讨。结果表明：钢在400℃等温淬火的热处理工艺,所获得的力学性能最佳。     

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。     

形变对热冲压钢板B1500HS微观组织与力学性能的影响

采用光学显微镜及透射电镜观察,并进行力学性能试验,研究了固体介质持压淬火和热冲压两种条件下B1500HS钢板的微观组织形貌和力学性能,分析了形变对热冲压钢板强化的作用机理。结果表明:加热温度950℃,保温5min的条件下,固体介质持压淬火与热冲压后钢板金相组织均为板条状马氏体和少量残余奥氏体,材料强度大幅提升,抗拉强度分别达到1265、1448 MPa;相比固体介质持压淬火,热冲压成形试样中马氏体含量提高10.06%;热冲压形变强化相变,细化马氏体,位错密度增加并促进碳化物析出;高密度位错、细晶强化和析出强化的共同作用,提高了材料力学性能。     

淬火-碳分配-回火钢的低温组织和性能

Fe-0.25C-1.5Mn-1.2Si-1.5Ni-0.05Nb(质量分数,%)钢通过淬火-碳分配-回火(Q-P-T)工艺抗拉强度可达1250 MPa以上兼具良好塑性(大于17%),显微组织为位错型板条马氏体、微合金碳化物和薄片状残留奥氏体。通过低温拉伸试验分析了Q-P-T钢在-85～25℃下的力学性能并采用透射电镜观察了试样在25℃和-85℃时拉伸前后的显微组织。结果表明,Q-P-T钢在-70～25℃时显示了良好的低温力学性能,仅当拉伸温度低于-70℃时试样塑性开始出现大幅下降;残留奥氏体在未变形前具有良好的低温稳定性,但在变形过程中会发生马氏体相变,产生相变诱发塑性(TRIP)效应,这是Q-P-T钢具有高强度和良好塑性的主要原因。     

新型热成形-淬火-碳分配工艺

变形与相变和碳分配相结合,即钢在奥氏体区变形以细化晶粒、获得高强度,在淬火过程中钢发生相变和碳分配,可实现对硬相马氏体和软相残留奥氏体的调控,是一种新型热成形-淬火-碳分配工艺。这一工艺方法可使钢获得纳米级位错型马氏体和残留奥氏体的复合组织,在不损害钢的强度的前提下,提高其力学性能。     

变形对超高强贝氏体钢组织和力学性能的影响

采用低温奥氏体预变形+等温贝氏体相变相结合的工艺,研究了变形对中碳贝氏体钢相变和组织的影响,利用热模拟实验、SEM、TEM、XRD和拉伸实验等分析了变形影响残余奥氏体的微观机理及其对强塑性的影响规律.结果表明,过冷奥氏体在300℃变形20％,不仅可以加速随后等温贝氏体相变,细化贝氏体组织,同时还能增加室温组织中的残余奥氏体及其稳定性.残余奥氏体稳定性同时受C含量和位错密度影响,延长等温时间可以增加奥氏体中C含量;变形可以使奥氏体中位错密度增加,有利于获得稳定性较高的残余奥氏体,从而优化超高强贝氏体钢综合性能,制备的中碳超高强贝氏体钢抗拉强度为1733 MPa,延伸率达到15.7％.     

残余应力的利弊及其去除方法

钢铁零件淬火时由于从奥氏体化温度急冷而产生热应力,由于在Ms点以下的马氏体转变而产生相变应力。热应力使零件表面产生残余压应力,而相变应力则使零件表面产生残余拉应力。很好地利用热应力并尽量减少相变应力能有效地防止淬火开裂。从奥氏体化温度急冷的速度越快产生的热应力越大;在Ms—Mf间的冷却速度越慢产生的相变应力越小。因此在Ms点以上温度时     

层间温度对9%Cr热强钢管道多层多道焊接头残余应力的影响

使用有限元法研究了不同层间温度(IPT)时,在9%Cr热强钢管道多层多道焊接头残余应力演化中马氏体相变作用的差异,揭示了层间温度对残余应力作用的机理。结果表明,提高层间温度可以显著降低接头内的残余拉应力,特别是管道中部区域焊缝(WM)内的残余拉应力降低明显。其机理主要有2方面:一是提高层间温度可保留较高含量的奥氏体,屈服强度低的奥氏体在冷却时积累的残余拉应力较低;二是高的层间温度阻止了马氏体相变在每道焊道焊完后立即进行,从而避免了马氏体相变降低拉应力的效果被后焊焊道的焊接热循环所消除和在随后焊道的焊接热循环中重新积累较大的拉应力。层间温度对9%Cr热强钢管道多层多道焊残余应力分布的影响取决于热收缩和马氏体相变的综合作用,当层间温度较低(低于马氏体转变终了温度Mf)时,热收缩占主导作用,此时接头的大部分区域以残余拉应力为主,只在末道焊道焊缝及其热影响区(HAZ)内形成较大的压应力;当层间温度较高(高于马氏体转变开始温度Ms)时,马氏体相变占主导作用,此时接头以残余压应力为主。     

奥氏体化温度对中碳淬火-配分钢干滑动摩擦磨损性能的影响

以传统的淬火-回火试样作对比,研究了3种奥氏体化温度处理后淬火-配分中碳Fe-0.4C-1.5Mn-1.5Si钢试样的干滑动摩擦磨损性能。结果表明,860和1000℃全奥氏体化处理的2种淬火-配分试样中残余奥氏体的含量相近(体积分数分别约为14.37%和13.79%),其内的C浓度较高(质量分数分别为1.37%和1.38%),机械稳定性较强。在恒定低载荷(50 N)和恒定低滑动速率(40 mm/s)条件下,摩擦过程中不易诱发马氏体相变,导致2种试样的耐摩擦磨损性能均很低。受显微组织细化影响,奥氏体化温度较低的试样具有更高的耐磨性。当奥氏体化温度降低到800℃时,获得临界淬火-配分试样。显微组织分析表明,该试样中不仅包含少量的铁素体(体积分数约6.75%),而且存在最高含量的残余奥氏体(体积分数约22.28%),使得在4组试样内的显微硬度最低。但由于低的C浓度(质量分数约1.06%),残余奥氏体的机械稳定性较弱,在摩擦过程中易诱发马氏体相变,不仅贡献额外的硬化,而且马氏体相变体积膨胀引起的材料表面层压应力对提高耐磨性也有利,由此导致临界淬火-配分试样表现出最好的耐磨损性能。因此,在给定的摩擦参数条件下,残余奥氏体对马氏体钢耐磨性的影响主要决定于其在摩擦过程中是否能经相变而引起附加的硬化作用。     

一步Q&P工艺对双马氏体钢微观组织与力学性能的影响

研究了经一步淬火C配分(QP)工艺处理的双马氏体实验钢的微观组织与力学性能,并与经直接淬火及淬火回火(QT)工艺处理的实验钢进行对比,初步探讨了一步QP工艺对材料微观组织和力学性能的影响规律.结果表明,显微组织主要由板条马氏体、片状马氏体和板条间薄膜状残余奥氏体组成,且随着保温时间的延长,片状马氏体含量先增加后减小,残余奥氏体含量逐渐增大且趋于稳定.与传统的直接淬火及QT工艺相比,经一步QP工艺处理后的实验钢具有良好的综合力学性能,即具备高强度的同时也具备良好的塑性,其强塑积、抗拉强度和延伸率分别可达21774.2 MPa·%,1442 MPa和15.1%,且随着保温时间的延长,抗拉强度逐渐减小,延伸率逐渐增大且趋于稳定.