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。     

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。     

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。     

冷却速度对24Cr2Ni1Mo1V高低压联合转子钢显微组织的影响

研究了不同的冷却速度对高低压联合转子钢24Cr2Ni1Mo1V显微组织和硬度的影响。结果表明,当冷却速度较慢时,组织以粒状贝氏体为主,伴随少量先析出铁素体,随着冷却速度增加,马氏体转变量增加,组织变为贝氏体与板条马氏体的混合组织,冷却速度进一步增加,可转变为全部马氏体组织。     

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。     

50CrVA弹簧钢的奥氏体连续冷却相变研究

采用膨胀法并结合金相-显微硬度法,在Gleeble-3500热模拟试验机上测定了弹簧钢50CrVA的相变临界点Ac1、Ac3、Ar1、Ar3;测定了该钢在不同冷却速度时的膨胀曲线,绘制了该钢的连续转变曲线(CCT曲线)。结果表明,随着冷却速度的增加,其显微硬度增加;当冷却速度小于5℃/s时,转变产物为多边形铁素体、珠光体和少量贝氏体的混合组织,当冷却速度在5～10℃/s之间时,转变产物为铁素体、珠光体和少量贝氏体;当冷却速度大于10℃/s,得到马氏体组织。     

Cr3型压铸模具钢4Cr3Mo2V的CCT和TTT曲线

利用DIL805A淬火变形膨胀仪对新型Cr3型热作模具钢4Cr3Mo2V进行过冷奥氏体连续冷却转变和过冷奥氏体等温转变试验,研究了冷却速度对相变组织和硬度的影响,绘制了Cr3钢的CCT曲线和TTT曲线,并与Cr5型4Cr5Mo2V钢的CCT曲线和TTT曲线进行对比。结果表明,Cr3钢的Ms=320℃,Ac₁=795℃,Ac_cm=895℃。当Cr3钢以不同速度连续冷却时,分别出现了珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变。与Cr5钢相比,Cr3钢的CCT曲线左移,淬透性降低。Cr3钢的TTT曲线呈“双C型”,贝氏体转变区的温度范围在320～410℃,珠光体转变区的温度范围在650～750℃,“鼻尖”温度出现在715℃左右,珠光体转变结束所需时间为17 882 s。     

含Mo元素CL60钢CCT曲线的测定及分析

在Gleeble-3800热模拟机上测定了含微量Mo元素CL60钢在不同冷却速度下连续冷却时的膨胀曲线,并采用金相-硬度法,测定了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),研究了冷却速度对其显微组织演变以及硬度的影响。结果表明:当冷却速度小于1℃/s时,实验钢的转变产物为先共析铁素体和珠光体组织;当冷却速度增加到2℃/s时,开始发生贝氏体转变;当冷却速度增加到5℃/s时,开始发生马氏体转变;冷却速度在5～10℃/s的范围内时,转变产物为少量铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体所组成的混合组织;当冷却速度为15℃/s时,先共析铁素体消失;当冷却速度为20～40℃/s时,转变产物为珠光体和马氏体混合组织;当冷却速度大于50℃/s时,转变产物全部为马氏体组织。随着冷却速度的增大,实验钢的硬度逐渐增大。尽管Mo元素的加入能细化珠光体片间距,但加Mo元素CL60钢在生产过程中得到理想组织的条件更加苛刻。为避免贝氏体、马氏体等非理想组织出现,不同部位的冷却速度须严格控制在2℃/s以下。     

20MnCr5齿轮钢连续冷却过程中的组织变化

采用DIL805L热膨胀仪,研究了20MnCr5齿轮钢连续冷却相变的组织变化规律,并分析了合金元素对奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)的影响。结果表明:Mn、Cr、Ni、Al元素的加入细化了晶粒,使得20MnCr5齿轮钢中的珠光体、贝氏体和马氏体转变曲线完全分离,且可以在较宽冷却速度范围内得到马氏体+贝氏体组织。当冷速大于60℃/s时,才能得到单一马氏体组织。并且随冷速增加,冷却后组织逐渐细化,硬度增大。     

钎具用钢22Si2MnCrNi2MoA连续冷却相变的组织变化

用Gleeble-1500热模拟试验机研究钎具用钢22 Si2M nC rNi2M oA连续冷却相变组织变化规律,包括静态和动态连续冷却相变规律等,分析了合金元素作用、冷却速度和热变形对CCT曲线、相变组织及性能的影响.结果表明:Mn、Cr、Mo、Ni等元素的加入是为了使22Si2MnCrNi2MoA钢可以在较宽的冷却速度范围内得到马氏体+贝氏体为主的复相组织;随着冷却速度的增加,变形促进多边形铁素体形成的能力将得到削弱,而变形促进贝氏体形成的能力将得到加强,且贝氏体的形态发生了变化.热变形促进了铁素体和贝氏体相变,细化了贝氏体板条,变形促使马氏体相变转变开始温度略微降低.     

终轧后G20CrNi2MoA轴承钢连续冷却相变规律

采用Gleeble 3500热模拟实验机研究了G20Cr Ni2Mo A轴承钢在连续冷却过程中的相变规律,结合膨胀曲线绘制出G20Cr Ni2Mo A钢连续冷却转变曲线,并对不同冷速下显微组织和维氏硬度进行分析。结果表明:在低速冷却时,在两相区先发生铁素体相变,随着冷速的增加,铁素体逐渐减少,基体内残留奥氏体增多,珠光体相变温度区间为600~700℃,贝氏体相变区间主要集中在400~600℃,马氏体转变温度为412℃,当冷速在0.5~5℃/s时,室温下获得贝氏体组织,当冷速大于10℃/s时室温下将获得马氏体组织。     

0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢的连续冷却相变动力学

采用显微组织表征和硬度测试研究了0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢连续冷却转变动力学和显微组织演化规律。结果表明:0Cr16Ni5Mo1马氏体不锈钢在1100 ℃×60 min奥氏体化条件下,以0.5~100 ℃/s的速度冷却时仅发生马氏体转变,马氏体相变的开始温度(Ms)约为212 ℃,结束温度(Mf)约为25.3 ℃,组织均为板条马氏体,硬度约为371 HV。冷却速率的变化对相变温度、室温组织和硬度无显著影响。采用K-M方程描述马氏体相变过程,其相变动力学参数α约为0.0317。     

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)。     

38Si7弹簧钢的奥氏体连续冷却转变规律

采用膨胀法并结合金相-硬度法,在DIL805L热膨胀仪上测定了弹簧钢38Si7在不同冷却速度下的膨胀曲线,获得其奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)。结果表明,Si、Cr、Mn等元素的加入抑制了弹簧钢38Si7的贝氏体转变,同时扩大α相区,使得可以在较宽范围内获得铁素体组织,且任何冷却过程不会获得贝氏体组织。当冷速大于15℃/s时,得到马氏体+珠光体+铁素体混合组织。冷速大于60℃/s时,能得到马氏体+铁素体组织。随冷速增加,冷却后组织逐渐细化,硬度增加。     

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。     

C-Mn-Ni高强钢的连续冷却相变研究

采用Formastor-FII相变仪和MMS-300热模拟实验机,研究了低锰、中锰钢在不同开冷温度及不同变形量条件下的连续冷却相变,建立了实验钢的连续冷却转变曲线,分析了贝氏体及马氏体的相变规律。结果表明,随着冷却速率的增加,低锰钢依次经过粒状贝氏体、板条贝氏体及马氏体相区,中锰钢只经过马氏体相区,在较宽的冷却速率范围内,均可获得马氏体组织;随着开冷温度的降低或冷却速率的提高,低锰钢的贝氏体相变开始温度和中锰钢的马氏体相变开始温度均有所降低;随着冷却速率的增加及开冷温度的升高,实验钢的显微硬度值均有所升高;变形促进了低锰钢粒状贝氏体相变,其显微硬度值降低,变形细化了中锰钢马氏体组织,其显微硬度值升高。     

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.     

Cr-Mo系调质钢的连续冷却转变规律

采用DIL805L淬火相变膨胀仪研究了一种Cr-Mo系合金结构钢在连续冷却过程中的相变规律,膨胀法与金相-硬度法结合,绘制出该钢的连续冷却转变曲线。结果表明:当冷速小于0.1℃/s时,主要发生铁素体/珠光体转变;冷速增大,贝氏体和马氏体相继出现,当冷速在0.5～1.5℃/s时,发生铁素体/珠光体和贝氏体转变;冷速大于3℃/s时,马氏体开始出现,硬度值随着冷速的升高不断增大,合金元素Cr、Mo的加入大大提高了试验钢的淬透性。     

合金元素对Q460耐火钢连续冷却转变曲线的影响

采用热膨胀法研究了Mo、B、V对Q460耐火钢静态CCT曲线的影响,通过观察不同冷速下的显微组织变化确定各个相变区间及转变规律。结果表明,3种耐火钢的相变规律基本一致。随冷却速度的提高,发生准多边形铁素体→粒状贝氏体→板条贝氏体→马氏体的转变。但含B系耐火钢由于含B钢的强淬透性,扩展了贝氏体转变区间,低冷速下就能够获得贝氏体组织。高Mo系和V系耐火钢的相变规律比较相似,但在不同的冷速时存在差别。     

20Cr1Mo1V钢CCT曲线的测定与分析

在Gleeble-3800热模拟机上测定了20Cr1Mo1V钢以不同冷却速度连续冷却时的膨胀曲线,结合金相-硬度法获得了该钢的连续冷却转变曲线(动态CCT曲线)。根据测得的CCT曲线,分析以不同冷却速度连续转变时的组织转变;阐明冷却速度与组织的演变以及硬度变化的关系。结果表明:当冷却速度为10~25℃/s时,获得贝氏体;动态CCT曲线的测定为生产实践和新工艺的制定提供了参考。