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强电场奥氏体化对低碳钢淬火组织的影响 总被引:5,自引:0,他引:5
研究了电场奥氏体化对低碳钢的淬火组织的影响。在低碳钢奥氏体化过程中施加2kV/cm的直流静电场,能增加奥氏体的稳定性,抑制随后冷却过程中奥氏体向珠光体的转变,从而造成冷却过程中CCT曲线右移、提高低碳钢的淬透性。 相似文献
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通过对低合金钢经5GPa压力处理前后在冷却过程中固体相变温度、相变时间和相变激活能的测试与计算,探讨了低合金钢经5 GPa压力处理后对其在冷却过程中固体相变动力学的影响。结果表明:5 GPa压力处理能提高低合金钢组织中奥氏体向珠光体的转变温度和转变激活能,缩短转变时间,有利于低合金钢在冷却过程中的固态相变。 相似文献
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为研究热变形工艺参数对高碳钢连续冷却相变规律的影响,采用DIL805A膨胀仪和Gleeble3500试验机分别测定了未变形奥氏体和变形奥氏体的CCT曲线,并讨论了珠光体和马氏体相变的变化原因。结果表明:在连续冷却过程中,试验钢发生了珠光体、贝氏体和马氏体转变;奥氏体变形明显促进了珠光体和马氏体的转变,同时使CCT曲线向左上方移动,且随着变形量的增大,CCT曲线的移动幅度随之增大,未变形试验钢的珠光体转变开始温度约为603℃,变形量为30%的试验钢珠光体转变开始温度升高至632℃左右;在相同的热变形条件下,珠光体相变开始温度点的移动幅度大于马氏体相变;在总变形量为50%时,与一次热变形试验钢相比,经两次热变形的CCT曲线向左、上方移动的幅度更大。 相似文献
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变形温度对形变强化相变完成时临界应变量的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
利用“形变强化相变”机制研究了低碳钢过冷奥氏体在740℃和780℃,10s-1变形时的变形温度对相变完成时临界应变量εc的影响。结果表明,变形温度对εc和组织演变的影响很大。在740℃和780℃变形时,εc分别为0.96和1.39,变形温度降低明显促进了相变。变形温度对εc的影响在组织演变上主要表现为铁素体形核地点的不同。740℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到以形变带形核为主,形核速率极高;780℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到在铁素体/奥氏体相界面前沿高畸变区快速形核。 相似文献
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《铸造技术》2017,(11)
借助Gleeble-1500D热模拟试验机,根据温度传感器实时提取出来的温度-时间曲线计算冷却速度,采用分段冷却的方式,得到了铸造低合金Cr-Mo钢的连续冷却转变CCT曲线,并对其进行了分析。结果表明,铸造低合金Cr-Mo钢的Ac3,Ac1和Ms分别为925,765和485℃。冷却速度小于3℃/s时,发生奥氏体向贝氏体的转变;冷却速度为3~18℃/s时,发生奥氏体向珠光体和贝氏体的转变;冷却速度为18~50℃/s时,出现马氏体;冷却速度大于50℃/s时,只发生马氏体转变。CCT曲线中珠光体和贝氏体两大转变区相互分开,Ms线右端下降,没有先共析铁素体转变区。随着冷却速度的增加,硬度值逐渐增大;随着冷却速度的减小,元素分布趋于均匀,较慢的冷速有利于生成细小均匀的室温组织。 相似文献
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通过热模拟试验研究了铝硅合金化耐候钢在形变强化相变及冷却过程中的组织演变规律。结果表明.其组织演变符合低碳钢形变强化相变的基本规律,形变温度较低时,铁素体转变量较高,晶粒尺寸较小。奥氏体晶粒细化促进形变强化相变过程的发生。经高温奥氏体和形变强化相变两道次变形并控制后续冷却工艺可以获得细晶铁素体和不同第二组织——直接淬火为铁素体(F)+马氏体(M),以30℃/s冷却为铁素体(F)+贝氏体(B),以2℃/s冷却为铁素体(F)+珠光体(P)。当冷却速度大于30℃/s时,细晶铁素体长大不明显。 相似文献
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用定量金相法研究了30Cr2Ni4MoV低压转子钢在不同原奥氏体晶粒度条件下(1.0级与6.0级)以30℃/h加热至840℃保温10 h后过冷奥氏体在不同等温温度(575、600、625℃)下珠光体转变量与等温时间的关系。根据试验结果拟合得到表征珠光体转变动力学的Avrami方程,进而绘制了分别适用于低压转子锻后热处理与性能热处理的30Cr2Ni4MoV钢珠光体等温转变的时间-温度-转变量曲线(TTT曲线)。在拟合得到考虑原奥氏体晶粒度因素的修正Avrami方程的基础上,比较了不同的原奥氏体晶粒度对珠光体转变的影响。 相似文献
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采用DSC法研究了变形对低合金钢组织中珠光体→奥氏体相变的影响。结果表明:变形可降低低合金钢的相变温度和相变激活能,缩短相变时间,有利于该低合金钢的相变。 相似文献
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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。 相似文献
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使用DIL805L型膨胀仪分析了曲轴钢的相变规律,得到了其奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)。结果表明,试验钢的临界点为:Ac1=682 ℃,Ac3=765 ℃;当冷速为0.2~5 ℃/s时,转变产物为铁素体+珠光体;当冷速大于5 ℃/s时,转变产物为铁素体、珠光体、贝氏体与马氏体的混合组织;当冷速增大到15 ℃/s时,转变产物为贝氏体和马氏体组织;冷速越大冷却后马氏体含量越多,硬度逐渐增加。 相似文献
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对120 mm厚的F460钢调质厚板采用相同的淬火回火温度,不同的淬火冷却速度处理,之后对钢板进行组织与性能对比,寻找该钢种的最佳热处理工艺。采用2 ℃/s冷速进行冷却的钢板,回火后强度最高,但是冲击性能不佳;适当降低淬火冷却速度后,钢板回火后强度有一定下降,但是冲击性能得到明显提升;继续降低淬火冷却速度,钢板回火后强度进一步下降,但是冲击性能提升有限。经组织分析,2 ℃/s冷速进行冷却淬火时,钢板回火后的组织为铁素体+贝氏体组织,组织中主要是贝氏体;冷却速度降低以后,钢板回火后组织为铁素体+退化珠光体组织,铁素体含量的增加,有利于钢板韧性的提升,残留奥氏体回火后形成的珠光体组织比较细小,能有效保证钢板的强度。通过对钢板的连续冷却转变曲线进行分析,钢板在冷却过程中先开始进行铁素体相变,溶质元素向奥氏体迁移。在钢板冷速较快时,铁素体中的碳化物迁移较少,奥氏体低温时转变成马氏体或者贝氏体;在钢板冷速较慢时,碳化物迁移到奥氏体内,提高奥氏体稳定性并保留到室温,形成残留奥氏体。残留奥氏体在后续的高温回火过程中,转变成珠光体。块状转变形成的铁素体组织与回火过程中形成的细小珠光体有利于钢板的强韧性匹配。 相似文献
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模拟Q390钢焊接工况,利用热膨胀法通过Gleeble1500热模拟机测定Q390钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线).采用光学显微镜、扫描电镜对不同冷却速度下的试样进行显微组织观察及分析,通过对Q390钢连续冷却特性的分析和比较得出Q390钢的SH-CCT曲线.结果表明,SH-CCT曲线分为3个区域,高温区的铁素体+珠光体转变区,中温区内的贝氏体转变区,低温区的马氏体转变区.在0.015~0.1℃/s的冷却速度范围内获得铁素体+珠光体+粒状贝氏体的整合组织;在0.5~1℃/s冷却速度范围内有大量的粒状贝氏体组织生成;当冷却速度大于25℃/s时,有马氏体与残余奥氏体整合组织生成. 相似文献