2.25Cr1Mo0.25V钢连续冷却过程的相变行为

利用Formastor-FⅡ热膨胀相变仪测定了2. 25Cr1Mo0. 25V钢在连续冷却过程的热膨胀曲线,结合微观组织和显微硬度绘制了试验钢的连续冷却转变曲线。结果表明:试验钢在较低速度冷却时(0. 3℃/s)形成多边形铁素体和贝氏体的混合组织;连续冷却速度在0. 3～10℃/s之间的试样全部为贝氏体组织,且随冷却速度的提高,贝氏体形态由粒状逐步转变为板条状,其中板条贝氏体具有更高的硬度;相比于12Cr2Mo1R钢,2. 25Cr1Mo0. 25V钢的过冷奥氏体具有更好的稳定性。     

弹簧钢52CrMoV4连续冷却相变的组织变化

采用DIL805L型膨胀仪研究了弹簧钢52Cr Mo V4连续冷却相变组织变化规律,分析了合金元素和冷却速度对CCT曲线、相变组织和显微硬度的影响。结果表明:Cr、Mo、V、Mn等元素的加入使得弹簧钢52Cr Mo V4珠光体和贝氏体转变曲线完全分离,可以在较宽的冷却速度范围内得到马氏体+贝氏体组织,当冷却速度大于等于5℃/s时,连续冷却转变获得单一的马氏体组织。冷却速度增加,促使了连续冷却转变后的组织细化,显微硬度增大。     

LNG低温钢筋连续冷却转变规律探讨

利用膨胀仪、Gleeble热模拟试验机对LNG低温钢筋静态连续冷却转变规律进行了研究,绘制了LNG低温钢筋静态连续冷却转变曲线,结合光学显微镜、显微硬度计分析冷却速率对其组织演变规律的影响。结果表明,在冷速不小于20℃/s时,得到针状铁素体和贝氏体组织,随着冷速的提高,针状铁素体含量减少,贝氏体含量增多,贝氏体的形态由粒状转变成板条状。结合其组织和性能要求,轧后冷却速率宜控制在20~30℃/s区间。该结果为制定LNG低温螺纹钢的控制冷却工艺提供了重要的理论和技术参考。     

压铸用模具钢4Cr5Mo2V的过冷奥氏体连续冷却转变

通过测定不同冷却速度下的相变膨胀曲线、显微组织和硬度,得到了4Cr5Mo2V钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线;结合CCT曲线,研究了不同冷却速度下组织形貌演变及硬度变化的规律;比较分析了4Cr5Mo2V钢与H13钢过冷奥氏体连续冷却转变的异同。结果表明:经过不同冷却速度冷却后,4Cr5Mo2V钢的相变产物主要为贝氏体(B)和马氏体(M);冷速小于0.06℃/s时,相变产物主要是贝氏体组织;冷却速度在0.06~0.14℃/s之间,相变产物中出现了贝氏体和马氏体的混合组织;当冷速大于0.14℃/s时,相变产物为马氏体组织。4Cr5Mo2V钢与H13钢的CCT曲线相比,位置向右整体偏移,无铁素体+珠光体转变区,且贝氏体生成区变小,相同冷速下硬度明显提高。     

Si-Mn-Cr-Mo超高强钢的CCT曲线的探讨

利用L78型淬火膨胀仪,测定了Si-Mn-Cr-Mo超高强钢以不同冷却速度连续冷却时的膨胀曲线,并结合金相-硬度法,绘制了该钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)。根据CCT曲线,结合光学显微镜与显微硬度分析结果,研究分析了冷却速度对相变组织演变规律的影响。结果表明,当冷却速度为0.04~0.1℃/s时,相变组织为铁素体(F)和贝氏体(B),冷却速度为0.2~2℃/s时,相变组织为贝氏体(B)和马氏体(M),冷却速度大于3℃/s时,相变组织为马氏体(M);且随着冷却速度的提高,硬度值也在提高。测定结果为该钢的控制冷却工艺提供了重要的理论依据。     

冷速和控冷终止温度对600MPa高强钢筋组织和性能的影响

通过热模拟试验研究了冷却速率和控冷终止温度对V-N微合金化600 MPa高强钢筋组织和性能的影响。由动态CCT(Continuous Cooling Transformation)曲线和组织分析可知,实验钢筋在冷速为0.5~1℃/s时得到的室温组织为块状铁素体和珠光体;当冷速达到3℃/s时有少量的贝氏体(含量为5%)出现;当冷速在8℃/s以上时,实验钢筋的显微组织为少量的晶界铁素体+贝氏体+马氏体。因此,为了得到具有高强度和良好塑性的显微组织,轧后冷却速率应控制在0.5~3℃/s。此外,控冷终止温度应控制在600~625℃,显微组织为细小的块状铁素体+珠光体+少量的贝氏体(含量为0~8%),铁素体的晶粒尺寸为4.5~5.2μm,试样维氏硬度为263~274 HV,其对应的抗拉强度为875~908 MPa,有足够的强度余量。     

元素Nb对C-Si-Mn-Cr-Mo双相钢相变规律的影响

用Gleeble-1500热模拟机测定了C-Si-Mn-Cr-Mo和C-Si-Mn-Cr-Mo-Nb两种试验钢连续冷却转变(CCT)曲线,分析了微合金元素Nb对试验钢相变规律和组织演变的影响.结果表明,Nb可显著抑制试验钢铁素体转变,随着冷却速度增加,Nb的抑制作用逐渐增强,铁素体晶粒尺寸明显细化,显微硬度明显增加.铁素体转变充分时,Nb可提高亚稳奥氏体稳定性和淬透性,但对马氏体和贝氏体产物的显微硬度影响不大.在铁素体转变量很少或未转变的情况下,Nb使得粒状贝氏体产物中马氏体-残余奥氏体(MA)岛数量明显增多,贝氏体显微硬度增加,但其增幅随着冷却速度增加逐渐减小.     

低碳贝氏体钢AH80DB过冷奥氏体连续冷却转变与等温转变

利用DIL805A淬火相变膨胀仪测定了AH80DB低碳贝氏体钢的连续冷却转变(CCT)曲线与等温转变(TTT)曲线,并结合金相-显微硬度法确定了过冷奥氏体在不同冷速冷却及不同温度等温时的组织转变。结果表明,连续冷却转变时,在0.2~30℃/s冷速范围内,可得到贝氏体组织;AH80DB钢的等温转变曲线为珠光体区在右,贝氏体区在左的双鼻型,在Ms~600℃等温可获得贝氏体组织。     

新型时效硬化塑料模具钢10Ni3Cr2MnMoCuA1的CCT曲线

使用Formaster-FⅡ型膨胀仪测定了新型时效硬化塑料模具钢10Ni3Cr2MnMoCuA1以不同冷却速度连续冷却后的相变膨胀曲线,并结合试验过程中所采集的金相照片和硬度数据,获得了该钢的连续冷却转变(CCT)曲线,研究了冷却速率对相变组织转变规律的影响。结果表明:10Ni3Cr2MnMoCuA1钢的相变主要发生在200~400℃的温度区间;贝氏体组织转变的临界冷却速度为:0.03℃/s,马氏体组织转变的临界冷却速度为:0.8℃/s;冷速为0.03℃/s时,相变组织为贝氏体(B)和少量铁素体(F);冷速为0.15℃/s时,相变组织为贝氏体(B)和马氏体(M)的混合组织;冷速为0.8℃/s时,相变组织为全马氏体组织(M)。     

DP980双相钢CCT曲线的测定与分析

在Gleeble-1500D热模拟试验机上测定DP980双相钢的连续冷却相转变曲线(CCT曲线),结合金相显微组织及维氏硬度,分析了不同冷却速度连续冷却时的组织转变,阐明了冷却速度与组织演变以及硬度变化的关系。结果表明:DP980钢在很大的冷速区间内都仅发生铁素体和贝氏体转变,只有当冷却速度达到50℃/s时,才开始发生马氏体转变。随冷速的提高,尤其在0.5~20℃/s时,硬相的贝氏体含量逐渐增加,硬度随冷速的提高增加的较为明显;冷却速率为20~50℃/s时,硬度提高趋于平缓。     

23CrNi3Mo钢的连续冷却转变曲线

利用热膨胀法,结合金相法、硬度法测定了23Cr Ni3Mo钢过冷奥氏体的连续冷却转变(CCT)曲线;并分析了连续转变过程中钢的组织和硬度。结果表明:试验钢在冷却速度为0.1~0.3℃/s时,得到铁素体和贝氏体的混合组织;冷却速度为0.5~5℃/s时,得到综合性能优良的下贝氏体组织;冷却速度≥10℃/s时,得到主要为板条状马氏体的组织,在温度-时间对数曲线上出现了明显的由马氏体相变引起的"拐点"。随着冷却速率的增大,23Cr Ni3Mo钢的硬度逐渐增大,最终稳定在490 HV0.2左右。     

Cr-Ni-Cu桥梁耐候钢的连续冷却相变及其组织和硬度

为了掌握Cr-Ni-Cu桥梁耐候钢在连续冷却过程中组织及硬度的变化及其原因,借助JMatPro软件模拟计算了连续冷却转变(CCT)曲线和等温转变(TTT)曲线,采用Gleeble-3800热模拟试验机、金相显微镜、扫描电镜和硬度计等试验手段研究了Cr-Ni-Cu桥梁耐候钢在不同冷却速度下的微观组织和硬度的变化,探讨了冷却速度对组织、硬度及相变行为的影响。结果表明,对Cr-Ni-Cu桥梁耐候钢进行1050℃和860℃两阶段高温变形后,随着冷却速度由0.1℃/s增加至30℃/s,组织依次为多边形铁素体+珠光体→多边形铁素体+贝氏体→粒状贝氏体→粒状贝氏体+马氏体,硬度由155 HV0.2增加至373 HV0.2。当冷却速度由0.1℃/s增加至3℃/s,硬度的增加主要是由于多边形铁素体晶粒的细化。当冷却速度由5℃/s增加至30℃/s,硬度的增大主要来自于贝氏体组织的不断细化和马氏体含量的不断增加。     

耐蚀钢筋20MnSiCrV的连续冷却转变组织与性能

利用膨胀法结合金相-硬度法,在Gleeble-3800C热模拟试验机上测定了耐蚀钢筋20MnSiCrV在不同冷却速度下过冷奥氏体连续冷却时的膨胀曲线,获得了该钢的连续冷却转变曲线(动态CCT曲线),并与普通20MnSiV螺纹钢筋进行了分析。结果表明,由于Cr的添加和Mn含量的降低,耐蚀钢筋20MnSiCrV的铁素体与珠光体相变温度升高,贝氏体相变区域扩大;当控冷速度在0.5~3℃/s时,可获得理想的组织与性能。     

Mo和Ni对低合金耐磨钢连续冷却转变的影响

用热力模拟实验机测定了不含Mo和Ni、含Mo不含Ni、含Mo和Ni 3种成分低合金耐磨钢的连续冷却转变(CCT)曲线,用光学显微镜、透射电镜观察了连续冷却过程中的显微组织,研究了连续冷却条件下的组织演变规律,分析了Mo和Ni元素对显微组织和硬度的影响。结果表明:随冷速的增加,试验钢的转变组织主要有铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏体以及板条马氏体。Mo、Ni的添加使耐磨钢在低冷却速率下抑制了铁素体相变,促进了贝氏体相变;在高冷却速率下促进了马氏体相变,提高了临界冷却速率。Ni的添加对显微硬度的增加作用更明显。     

短时奥氏体化条件下25Cr2Ni4MoV钢的连续冷却相变动力学

采用DIL 805A/D/T多功能淬火膨胀仪,结合显微组织表征和硬度测试,研究了25Cr2Ni4MoV钢在短时奥氏体化条件下的连续冷却转变(CCT)动力学和组织演变规律。结果表明:在850℃短时奥氏体化条件下,连续冷却相变发生在450～150℃区间;当冷速大于2℃/s时得到的室温组织为马氏体,随着冷速降低,试样中出现贝氏体;当冷速小于0.5℃/s时其显微组织主要为贝氏体组织;随着冷速的进一步降低,当冷速为0.02℃/s时,除了贝氏体以外还有少量的马氏体/奥氏体岛和残留奥氏体。冷速从2℃/s降低至0.5℃/s时硬度变化较明显,这与组织中形成的马氏体与贝氏体的比例有关。由于短时奥氏体化条件下存在未溶解的碳化物,基体碳浓度较低,其Ms温度较高;贝氏体转变速率也较快,这可能与奥氏体的晶粒尺寸小和存在未溶碳化物有关。     

一种非调质钢组织转变及性能的研究

一种非调质钢在Gleeble 3800热模拟机上进行试验,测定了该非调质钢在不同冷却速度下膨胀曲线,同时结合金相-硬度法获得了该非调质钢的连续冷却转变时静态CCT曲线、显微组织和维氏硬度,以及等温转变时显微组织和维氏硬度。奥氏体在连续冷却速度分别为0.1、0.5、1℃/s以及在560℃等温转变前后的连续冷却速度为2℃/s,等温时间分别为10、20 min时,转变组织为铁素体+珠光体;奥氏体在560℃等温转变前后的连续冷却速度分别为3、4℃/s,等温时间分别为10、20 min时,转变组织为铁素体+珠光体+微量或少量贝氏体。本研究结果,对下游用户使用圆钢锻造成零件后,获得铁素体+珠光体组织或铁素体+珠光体+微量或少量贝氏体组织的冷却工艺提供了参考。     

高强钢筋的CCT曲线与组织性能研究

在Gleeble3500热模拟试验机上对600 MPa级钢筋的连续冷却转变和相变规律进行了研究,并绘制了CCT曲线。在此基础上,采用3种不同轧制工艺制备了准12 mm钢筋。结果表明,当冷却速度在5℃/s以下时,钢筋的组织为铁素体和珠光体;当冷却速度为5℃/s时,钢筋组织为铁素体、珠光体和贝氏体;当冷却速度在10～20℃/s时,钢筋组织为铁素体、贝氏体和马氏体;当冷却速度为30℃/s时,钢筋组织为马氏体和贝氏体;随着冷却速度的增加,试验钢筋的显微硬度逐渐增大,钢筋的显微硬度从冷却速度为1℃/s时的222 HV增加至30℃/s时的513 HV;空冷和弱水冷方式钢筋的室温拉伸性能均满足GB/T 1499.2-2013标准对600 MPa级高强钢筋的力学性能要求。     

一种连杆用非调质钢的连续冷却转变

通过Gleeble-3800热模拟机研究了一种连杆用中碳非调质钢的连续冷却转变组织变化规律,分析了冷却速度对转变组织和显微硬度的影响。结果表明,当冷却速度小于0.1℃/s时,组织为铁素体-珠光体;当冷却速度大于0.5℃/s时,开始发生贝氏体转变,在0.5～0.8℃/s冷速范围内,组织为铁素体-珠光体+贝氏体;当冷却速度大于1℃/s时开始发生马氏体转变,随着冷却速度的增加,贝氏体、马氏体含量逐渐增加,当冷却速度大于8℃/s时,组织全部为马氏体。实验钢的显微硬度随着冷却速度的提高而增加。     

WQ960E工程结构用钢CCT曲线的测定与分析

利用DIL805A型淬火变形膨胀仪,测定了WQ960E工程机械用钢以不同冷却速度连续冷却时的膨胀曲线,并结合金相-硬度法,获得该钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线).根据CCT曲线,结合光学显微镜与扫描电镜分析结果,研究了冷却速率对相变组织演变规律的影响.结果表明:当冷速为0.06℃/s时,相变组织为铁素体(F)+粒状贝氏体(GB);冷速为0.2℃/s时,组织为粒状贝氏体(GB);冷速为0.5℃/s时,开始出现板条贝氏体(LB);冷速为5℃/s时,出现马氏体(M).     

Q355D热轧H型钢的CCT曲线及冲击性能

利用膨胀法结合金相-显微硬度法,在Glebble-3500热模拟试验机对Q355D热轧H型钢的连续冷却转变规律进行研究,并绘制了静态连续冷却转变曲线(CCT曲线)。结果表明,从CCT曲线可以看出,在冷速小于1℃/s时,组织是铁素体和珠光体,冷速在1～10℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体,冷速在20～50℃/s时,组织为针状铁素体+贝氏体+马氏体;随着冷却速率的增大,Q355D热轧H型钢的硬度增大,硬度由171 HV0.2增大至301 HV0.2。依据CCT曲线来制定不同轧制试验方案,当总压下量为75%、应变速率0.3 s^-1、变形温度1150℃时,试验钢铁素体晶粒尺寸为8.13μm,-20℃冲击吸收能量为146 J,性能最优。