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通过在不同加热温度和保温时间下等温奥氏体化,研究了10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒长大行为。结果表明:900~1150℃温度区间内,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高、保温时间延长而增大,且随保温时间延长,晶粒尺寸均匀性下降;由于碳氮化物在1100℃以上发生溶解,1100℃以上奥氏体晶粒发生粗化;1200~1280℃温度区间内,由于δ铁素体相的析出,10Cr12Ni3Mo2VN马氏体耐热钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高而减小。拟合得到900~1150℃温度区间内10Cr12Ni3Mo2VN钢奥氏体晶粒生长模型为D=6.67×107×t0.303×exp(-1.81×105/RT)。 相似文献
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在不同温度下对Nb微合金化DT300钢进行奥氏体化保温,研究了该试验钢奥氏体平均晶粒尺寸和硬度随温度的变化规律,得到了Nb微合金化DT300钢的晶粒长大激活能,并且确定了该钢的晶粒粗化温度tGC.在相同温度、保温时间条件下,与不含Nb元素的DT300钢相比,Nb微合金DT300钢的晶粒尺寸明显小于不含Nb元素DT300钢,这主要是由于碳化物NbC在奥氏体晶界的弥散析出,对奥氏体晶界起到了钉扎作用,抑制了奥氏体晶粒的长大,并通过透射电镜观察了DT300钢中析出的NbC碳化物形貌. 相似文献
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10Ni5CrMoV钢的组织遗传规律及其消除工艺研究 总被引:6,自引:0,他引:6
对10Ni5CrMoV钢奥氏体化温度对晶粒尺寸的影响及奥氏体自发再结晶的基本规律作了研究。结果表明:奥氏体化晶粒急剧粗化的临界温度为1200℃;奥氏体自发再结晶的最低温度 为850℃;900℃以下奥氏体自发再结晶以形成针状奥氏体和球状奥氏体两种方式进行;二次加热时,加热温度低于900℃时都有组织遗传发生。加热温度在900℃以上时,再结晶奥氏体为球形,无组织遗传发生。加热温度超过950℃以上,细化了的奥氏体晶粒开始粗化;620-880℃等温退火+950℃淬火具有很好的细化效果。 相似文献
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通过改变均热温度(900~1200℃)和保温时间(0~4h),研究X100管线钢奥氏体晶粒长大规律.结果表明:奥氏体晶粒尺寸随加温温度升高和保温时间延长呈指数增加;保温温度在1050℃以上时出现奥氏体晶粒快速长大.通过对试验数据进行非线性回归建立了实验钢奥氏体晶粒长大规律的数学模型,拟合度较好. 相似文献
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《金属热处理》2017,(12)
研究了在不同加热温度和保温时间下Cr-Mo-V系制动盘用钢的奥氏体晶粒长大行为,并采用光学显微镜以及截距法分析了加热温度和保温时间对钢的奥氏体晶粒尺寸和分布的影响。依据Thermo-Calc热力学计算软件计算了试验钢在400~1600℃范围内的析出相以及析出相的元素组成。结果表明:随着加热温度的升高,奥氏体晶粒尺寸不断增加,在850~900℃范围内,钢的奥氏体晶粒尺寸增长缓慢,晶粒较细小,950℃时奥氏体晶粒出现了异常长大现象,随后奥氏体晶粒快速长大。随着保温时间的延长,奥氏体晶粒尺寸也不断增加,但保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响比奥氏体化温度对奥氏体晶粒的影响小。结合扫描电镜分析,确定了本试验钢晶界处的析出相为V(C,N)。根据Sellars模型,确定了Cr-Mo-V试验钢的晶粒长大模型。 相似文献
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对某水电用800 MPa调质贝氏体高强钢进行了热变形-热处理晶粒长大的实验室联合试验。采用Gleeble-3500热力模拟试验机对钢试样进行不同工艺热压缩变形后冷却至室温,随后对试样进行模拟淬火再加热,在900~1200℃不同温度和保温时间条件下奥氏体化,研究热变形组织的差异对重新奥氏体化晶粒长大的影响规律。结果表明,不同应变速率(0.01~10 s-1)、变形温度(900~1150℃)和60%工程应变下,试验钢获得的变形组织大致可分为3类:带有明显变形特征的组织、均匀细小的完全再结晶组织和已长大粗化的再结晶组织。3类组织再加热过程中其晶粒长大趋势基本相同,起始晶粒尺寸越大则最终奥氏体晶粒尺寸越大;但在950℃等温时,带有明显变形特征组织的变形试样奥氏体晶粒先缓慢长大后又迅速长大粗化。经评估验证,所建立的Sellars模型、Beck模型和Hillert模型晶粒长大动力学方程对于试验钢的奥氏体晶粒长大行为均有比较满意的预测效果。3类变形组织对应的Hillert模型及Sellars模型中奥氏体长大激活能基本相同,说明同一成分钢种的初始组织的差异并未显著影响晶粒长大机制... 相似文献
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通过Gleeble-3800热模拟试验机研究了变形温度850~1200 ℃,应变速率0.1 ~10 s-1条件下Ti微合金化非调质钢的奥氏体动态再结晶行为。分析变形温度、变形速率、碳氮化物的析出行为对奥氏体动态再结晶的影响,计算动态再结晶激活能,获得动态再结晶状态图和热加工图。结果表明,随着Ti含量从0增加为0.042%和0.063%,钢中碳氮化物的析出量分别为0%、0.040%和0.038%,呈现出先增加后减少的趋势,相应的动态再结晶的激活能分别为360.218、394.015和378.247 kJ/mol,0.042%Ti含量的非调质钢激活能最高。通过功率耗散图和塑性失稳图的叠加得到了热加工图,获得了Ti微合金化非调质钢的最佳热加工工艺范围是900~1050 ℃的变形温度,0.1~0.2 s-1的变形速率和1100~1200 ℃变形温度,0.1~4 s-1变形速率。 相似文献
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热处理对25CrNi2MoVNb钢氢脆敏感性的影响 总被引:2,自引:0,他引:2
通过慢应变速率拉伸试验研究了奥氏体化温度对25CrNi2MoVNb钢的氢脆敏感性的影响.奥氏体化温度从880 ℃升高到1200 ℃,25CrNi2MoVNb钢的原奥氏体晶粒尺寸从6 μm长大到204 μm.随奥氏体化温度升高,奥氏体晶粒长大会导致氢脆敏感性增加,但同时屈服强度下降会导致氢脆敏感性降低.在本试验条件下,奥氏体化温度为1100 ℃时,25CrNi2MoVNb 钢的原奥氏体晶粒尺寸为57 μm,氢脆敏感性最低. 相似文献
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利用热模拟实验研究了一种含硼微合金钢未变形和900℃变形40%的奥氏体CCT曲线,利用光学显微镜和电镜研究冷却速度、变形对实验钢显微组织的影响。结果表明:微量硼提高实验钢过冷奥氏体的稳定性;未变形及变形试样分别在冷速2℃/s和5℃/s以上为贝氏体组织,变形提高贝氏体开始转变温度,但冷速在20℃/s以上时变形与未变形Bs温度相差较小;并且随冷速增加,显微硬度显著增加。 相似文献
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利用DIL 805A型热膨胀仪测定了23MnNiMoCr54钢的热膨胀曲线,结合硬度检验绘制出试验钢的CCT曲线,并对其动态相变及动态再结晶规律进行了研究分析。结果表明,23MnNiMoCr54钢的临界转变点Ac3=806 ℃,Ac1=713 ℃,CCT曲线中无珠光体转变区,当冷速≥0.5 ℃/s时,开始发生马氏体相变。变形量为10%时,变形温度在850~1150 ℃范围内时,试验钢的奥氏体晶粒边界稳定,晶粒大小没有发生明显变化,没有发生动态再结晶,软化机制以动态回复为主。变形量为40%时,变形温度在850 ℃时试验钢没有发生动态再结晶,软化机制以回复为主;温度为900~950 ℃时出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,动态再结晶开始发生;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。变形量为50%时,变形温度在850~950 ℃时试验钢出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,发生了部分再结晶;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。变形量为60%时,变形温度在850~950 ℃时试验钢出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,发生了部分再结晶;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。 相似文献
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通过热模拟试验,对比分析不加V和加V两种中碳锰非调质试验钢的高温力学性能和组织,探讨V的析出对热塑性及组织的影响。结果表明,高温形变诱导析出的V(C、N)可抑制动态再结晶行为、提高变形抗力并促进晶内铁素体转变,使热塑性降低、高塑性温度区变窄、低塑性温度区变宽,而VC主要在奥氏体向铁素体转变时沿γ/α界面的形核析出,并有利于铁素体向晶内长大。不加V和加V的试验钢经1280 ℃固溶处理后,高温变形分别在900~1100 ℃和1000~1130 ℃时,可获得高的热塑性。 相似文献
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文章采用Gleeble-3800热模拟试验机,对S-816钴基合金在应变速率为0.1s-1、1.0s-1、10s-1,变形温度为900℃~1200℃条件下的流变应力进行研究。研究结果表明,在温度900℃~1200℃时,S-816钴基合金的峰值应力,分别比403Nb马氏体耐热钢和S31042奥氏体耐热钢的峰值应力高106%~172%和58%~79%;在温度1000℃以上,变形速率为0.1s-1和1.0s-1时,S-816钴基合金发生完全动态再结晶,其Z参数表达式为Z=.εexp(518000/RT)。 相似文献
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为进一步研究钛合金超塑性变形行为,对TA15合金在变形温度700~900 ℃、应变速率1×10?2~1×10?4 s?1条件下进行恒应变速率拉伸实验,对比不同温度、不同应变速率下合金的变形行为。结果表明:TA15合金在初生等轴α相平均尺寸15 μm的条件下,拉伸试样的伸长率为73.3%~250.0%;在850 ℃、1×10?4 s?1变形条件下,试样伸长率最高;在700~750 ℃下,合金表现出的峰值应力较大;在750 ℃、1×10?4 s?1变形条件下,试样伸长率为183.3%。合金试样仅在高温及低应变速率条件下出现稳态流变阶段,该阶段持续时间越长,合金的伸长率越高。变形后的TA15合金组织均发生不同程度的长大,经高温、低应变速率的变形,试样组织粗化现象最为明显。 相似文献
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针对30CrNiMo铸钢件调质后冲击吸收能量不合格的问题,通过断口分析、金相检验、硬度测试、化学成分分析等方法对30CrNiMo铸钢件冲击吸收能量不合格原因进行了分析。结果表明,30CrNiMo铸钢件冲击断口为沿晶断口。金相检验发现淬火态晶粒不均匀,存在混晶现象。Nb在原奥氏体晶界处偏聚形成NbC,一方面能降低晶界的活动性,对晶界迁移起阻碍作用,另一方面,形成较多的第二相粒子起钉扎晶界、巩固晶界遗传的作用,最终导致奥氏体晶粒粗化后,钢的韧性—脆性转变温度升高,钢在室温进行冲击时得到脆性穿晶断口和低的冲击性能。 相似文献