预奥氏体化对中Mn TRIP钢组织及力学性能的影响

为了提高钢的综合力学性能,用盐浴法对中Mn TRIP钢进行了热处理.采用SEM、TEM、XRD和拉伸测试研究了预奥氏体化处理对中Mn TRIP钢显微组织及力学性能的影响.实验结果表明:全马氏体冷轧态组织经两相区退火处理后,会析出大量渗碳体颗粒,随着退火时间延长,渗碳体颗粒逐渐溶解,马氏体组织逐渐转变为奥氏体和铁素体双相片层状组织;而在两相区退火处理前添加两相区预奥氏体化处理后,渗碳体析出被有效抑制,双相片层组织迅速形成;相比于常规两相区退火处理,预奥氏体化处理能够提高组织中残余奥氏体体积分数和综合力学性能.     

高碳钢中珠光体在温楔横轧过程中的组织演变

采用温楔横轧方法制备出表层具有超微细复相组织的高碳珠光体钢棒件,研究了珠光体组织在温变形过程中的演变.结果表明,珠光体组织中的渗碳体片层主要以弯曲扭折的形式协调塑性变形,表现出较强的塑性变形能力;剧烈塑性变形促进了渗碳体片层的球化,表层球化完全的渗碳体颗粒粒径均小于0.2μm;温楔横轧后铁素体基体发生了动态连续再结晶,等轴铁素体平均晶粒尺寸为0.3～0.4 μm,0.5R处和心部的渗碳体球化不完全,铁素体再结晶也不完全;铁素体晶粒的超细化和渗碳体片层的球化明显改善高碳珠光体钢棒件的塑性,温变形过程中应变、应变速率及温度分布的不均匀是引起组织性能差异的根本原因.     

珠光体组织的等径弯曲通道变形

具有全珠光体组织的65Mn钢在650℃以C方式等径弯曲通道变形(ECAP)后,珠光体组织中的渗碳体片层以周期性的弯曲变形、周期性的剪切变形、剪切断裂等形式协调ECAP的强烈塑性变形.渗碳体表现出很强的塑性变形能力,在其内部导入了大量的晶体缺陷,为渗碳体的球化打下了能量基础.变形五道次后,片层状的珠光体组织演变成了超细的渗碳体颗粒均匀分布于铁素体基体的组织.铁素体基体为均匀的等轴晶,平均晶粒大小为～0.3 μm.渗碳体的球化可能以两种机制进行:破碎渗碳体片的非均匀长大(Ostwald熟化)和细小球状渗碳体颗粒的形核长大.     

双相钢中奥氏体形成部位的电镜观察

本文用透射电镜复型及薄膜方法研究了低碳钢在亚温(α十γ)区域加热时奥氏体的形成并讨论了预先冷轧变形对奥氏体化的影响。结果表明,原始组织为铁素体加珠光体的退火低碳钢在亚温区奥氏体化时,奥氏体不仅在铁素体晶界上形成,也可在铁素体晶粒内形成。预先冷轧变形使退火组织在亚温区奥氏体化时,珠光体球化大大加速,并且有更多的奥氏体在铁素体晶粒内形成,但是奥氏体形成过程的基本特征不变。     

过冷对共析钢动态相变和组织演变的影响

将共析钢在600-700℃的过冷奥氏体状态下进行单轴热压缩,获得了亚微米级别等轴铁素体 纳米级别弥散分布球化渗碳体的复相组织,其组织演变经历动态相变、片层渗碳体球化、铁素体动态再结晶和纳米级别渗碳体颗粒析出等过程.随着形变温度的降低,过冷度增加,相变动力学过程加快.片层渗碳体的球化程度由球化时间和球化速度控制,形变温度升高使渗碳体球化速度加快,但是相变开始时间及动力学延迟使得用于渗碳体球化和熟化的时间相应缩短,导致球化程度降低.铁素体再结晶和等轴化过程则主要受位错迁移、渗碳体颗粒钉扎的影响,形变温度升高导致较高的等轴化发展速度.     

钢的热处理组织分析：第三讲 钢的各类热处理组织形态（二）

4 马氏体及铁素体或碳化物组织这类组织对亚共析钢来说是马氏体及铁素体,对过共析钢来说是碳化物及马氏体组织.马氏体和铁素体组织.因铁素体的来源不同,其形态也不同.若淬火温度低于Ac_3/高温下有未溶铁素体,冷却时按图1中V_1;的速度冷却.奥氏体完全转变为马氏体,铁素体被保留下来成为组织组成物之一.若加热温度高于Ac_3,高温组织为单相奥氏体,冷却时以图1中V_4的速度冷却,也就是生产中有时采用的预冷淬火,即出炉后在空气中预冷一定时间,再淬入介质中快冷(相当于图1中V_5).但因在空气中预冷时间过长,使淬入介质之前已从奥氏体中析出铁素体,再淬入介质后剩余的奥氏体完全转变为马氏体.由于铁素体形态不同,所以这类组织可能有图4所示的三种形态.第一种是如图4a所示的块状铁素体加马氏体,铁素体是未溶的白色块状,其分布仍然保留淬火前沿轧向呈带状分布.第二种如图4b所示的条网状铁素体加马氏体.由于冷却不足,淬火时首先沿奥氏体晶界析出呈网状分布的铁素体,冷至M_s点时,过冷奥氏体发生马氏体转变,生成低碳马氏体.在b图中铁素体为白色网条状,明显可见沿奥氏体晶界分布的特点;图中还有极少量的针状铁素体.第三种是兼有前两种形态的铁素体,即既有未溶的块状铁素体,又有析出的条网状铁素体,如图4c 所示.图     

钢中渗碳体特性的理论计算与实验研究

采用第一性原理方法计算了钢中渗碳体的电子结构、力学与物理性能.确定了不同结构Fe3C、Fe2C及Fe5C2等铁碳化物之间的稳定性,从原子和电子层次揭示了添加合金元素与附加应力对渗碳体相稳定性的影响规律与机制.研究了珠光体渗碳体在大冷变形及退火过程中的演变规律,建立了共析珠光体钢在大冷变形过程中铁素体的碳过饱和度与冷轧压下率问的定量关系,阐明了添加元素Cr、Mn、Si对冷变形过程中渗碳体溶解行为的影响规律,给出了重度冷轧后珠光体钢的退火组织分为细晶区与粗晶区的有力判据,分析了粗晶区与细晶区中渗碳体颗粒随退火时间的变化规律,发现2个区域内珠光体渗碳体颗粒的粗化动力学均符合关系式d=ktn,但渗碳体颗粒的粗化机制不同,而且进一步研究了Cr、Mn、Si等元素对2个区域内渗碳体颗粒粗化机制的影响规律.此外还研究了中高碳钢在温变形与热变形条件下渗碳体的球化规律,提出了高碳珠光体钢在不变形、中碳钢在珠光体区大变形条件下渗碳体的快速球化工艺,为进一步深化与丰富钢铁材料的超细化理论及其工业化应用提供了理论与实验支持.     

珠光体钢(α+θ)微复相组织的形成与力学性能

系统研究了珠光体钢在冷轧与随后退火及温变形(温楔横轧)过程中的组织演变规律、力学性能变化、合金元素添加的影响等,发现共析珠光体钢经大冷变形及随后适当温度退火可以形成铁素体晶粒与渗碳体颗粒尺寸均在亚微米量级的(α+θ)微复相组织.冷轧变形后的珠光体组织非常不均匀,主要由不规则弯曲片层、带有剪切带的粗大片层以及精细片层组成.大冷变形能明显提高共析珠光体钢的屈强比和加工硬化指数,随轧制压下率的增大,共析珠光体钢冷轧态试样的强度提高,延性在冷轧压下率小于60%时出现急剧下降后又几乎保持不变.合金元素的添加使冷轧态试样的强度提高,但对延性的影响几乎可以忽略.实际温楔横轧后高碳钢棒件表层也具有超微细(α+θ)复相组织,温楔横轧过程中靠近表层的铁素体基体发生了动态连续再结晶,铁素体晶粒及渗碳体颗粒尺寸分别在0.4μm和0.2μm左右.温楔横轧后硬度与抗拉强度沿高碳钢棒件截面分布不均匀,心部略高于表层,但是在屈服强度方面.表层最高(约600MPa),心部次之(580MPa),其余部位介于二者之间.     

800MPa级冷轧耐候双相钢连续冷却相变及组织性能研究

为了探索一种800 MPa级冷轧耐候双相钢的连续冷却转变规律及退火后组织性能变化,利用For-master-FⅡ全自动相变仪及连续退火模拟实验机,进行了连续冷却转变(CCT)曲线的测定及连续退火实验.结果表明:实验钢的过冷奥氏体在很低的冷却速度(0.5℃/s)下即可发生马氏体转变,而珠光体转变较少.当冷速为80℃/s时,仅发生马氏体转变;退火后实验钢显微组织中的马氏体呈带状分布,经最优工艺退火后实验钢的显微组织为多边形铁素体(79%)+块状马氏体(16%)+细小的残余奥氏体(5%),残余奥氏体主要分布于马氏体晶粒内部或铁素体的晶界处;实验钢屈服强度为387 MPa,抗拉强度为863 MPa,延伸率为18%,强塑积达到15534.     

高碳钢丝拉拔过程中的组织性能演变

研究了拉拔及镀锌过程中珠光体钢丝的微观组织及力学性能的演变规律,并分析了强化机理和镀锌过程渗碳体的球化机理.研究表明:初始高碳盘条中珠光体片层随机排列,存在强度较弱的<110>纤维织构;铁素体和渗碳体两相在拉拔过程中协同变形,随着拉拔应变量的增加,随机取向的珠光体片层通过偏转和扭折变形逐渐形成平行于拉拔方向的显微状组织,位错密度逐渐增高,渗碳体和铁素体的片层间距逐渐减小,晶粒尺寸减小形成细晶强化效应,随着拉拔过程<110>织构强度逐步增强,钢丝的抗拉强度、屈服强度、显微硬度均快速上升;与拉拔钢丝相比,镀锌钢丝渗碳体部分球化,<110>织构强度稍有减弱,导致钢丝的抗拉强度、屈服强度、显微硬度均有所下降.     

GCr15轴承钢热处理过程中碳化物的析出与演变行为

采用定量金相的方法研究GCr15轴承钢在球化退火、奥氏体化淬火、低温回火等不同热处理工序后其碳化物的演变行为,通过ThermoCalc软件进行数值模拟计算分析碳化物尺寸和成分对其在奥氏体化时固溶动力学的影响。结果表明:球化退火处理后形成的碳化物粒子尺寸呈多峰分布,奥氏体化和回火后的碳化物粒子尺寸分布为单峰分布,奥氏体化后碳化物中Cr含量略有增加;Cr含量高的碳化物粒子具有较大尺寸;球化退火形成的碳化物在奥氏体化时大量固溶形成了富碳奥氏体,淬火后转变为高碳马氏体并导致高硬度;奥氏体化时碳化物固溶发生Cr的配分导致碳化物中Cr含量增加;直径200nm的碳化物即使其Cr含量接近基体成分,也不能在奥氏体化热处理时完全固溶,未溶的碳化物颗粒将影响后续回火过程的碳化物析出。     

热处理工艺对12Cr1MoV钢显微组织和力学性能的影响

通过热模拟试验对12Cr1MoV钢进行了不同工艺的正火+回火热处理,研究了热处理工艺对该钢显微组织及力学性能的影响。结果表明:12Cr1MoV钢正火+回火后的正常显微组织为回火贝氏体+铁素体或回火贝氏体+铁素体+珠光体或铁素体+珠光体;如果回火温度过高或正火冷却速率不足,则分别会导致钢中出现两相区组织黄块马氏体和钒的碳化物沿晶界及晶内聚集长大的情况,显著降低钢的力学性能。     

超声检测技术用于评价20钢高温组织转变

讨论了20钢高温时效组织与超声波速度间的相关性。结果表明:随着时效时间的延长,珠光体中的片状渗碳体逐渐球化并沿晶界聚集成网状,声速以指数规律递减。分析认为:高温时效过程中,珠光体中渗碳体形态、数量及分布的改变在某种程度上削弱了原子间结合力,引起弹性模量E下降,导致超声波速度减小。因此,选择超声检测技术无损评价20钢高温时效组织状态是可行的。     

Q345B厚钢板显微组织中带状组织的形成原因及工艺改进

为解决Q345B厚钢板显微组织中带状组织不合格的问题,分析了其带状组织的形成机理和影响因素,并提出了工艺改进措施.结果表明:当钢从奥氏体相区冷却时,铁素体中碳元素聚集,直到温度降低至奥氏体化温度Ar1时,保留到最后的奥氏体转变为珠光体,在轧制过程中珠光体聚集,最终形成铁素体和珠光体带状组织.影响带状组织形成的主要因素为...     

低温临界区退火时间对22MnB5钢组织和性能的影响

为了研究22MnB5钢在退火过程中的组织演变规律,细化热冲压成形后马氏体板条束,通过扫描电镜(SEM)、能谱分析、电子背散射衍射(EBSD)分析技术和拉伸实验等方法,研究了不同低温临界区退火时间对22MnB5钢显微组织和力学性能的影响,并阐述了不均匀奥氏体在退火过程中的转变机制及合金元素对粒状珠光体形成的影响.研究表明,经低温临界区不同退火时间保温及随后等温处理后,得到不同的珠光体形态,在770℃保温0.5 h,并在700℃等温处理后,得到铁素体基体上分布颗粒状碳化物的粒状珠光体组织;随着临界区保温时间的延长,奥氏体转变逐渐均匀,使部分奥氏体在随后的等温过程中发生共析转变,得到多边形铁素体+片层状珠光体组织.粒状珠光体组织有利于细化淬火后的马氏体板条束,提高综合力学性能.     

钢的热处理组织分析 第四讲 钢的热处理组织分析实例(一)

在上几讲,我们已经介绍了钢的热处理组织分析方法,即通过对金相显微形貌的观察,根据其形貌特征、分布及必要的理论分析,正确判断该组织的组成物.为了帮助掌握钢的热处理组织分析方法,本讲主要举了几个钢的热处理组织实例,来说明如何进行钢的热处理组织分析.1 16Mn钢正火组织分析图1为16Mn钢的正火组织.根据其明暗度及分布,可判断有两种组织物.一种是黑色条状及块状物;另一种是白色块状物.黑色条、块状物是断续网状,似乎分布于树枝晶之间.白色块状物为单相,晶界已显示出来,分布于树枝晶晶粒内部.从观察到的形态可确定,黑色物为珠光体,白色块状物为铁素体.但从分布来看,黑色物似乎在正火冷却时首先形成的,白色物是最后形成的.如果按这种形成顺序,白色物不应该是铁素体,而应该是马氏体(未显示出形态时,马氏体也是白色的).从理论上分析16Mn钢的淬透性并不好,正火几乎不可能得到马氏体,再从形态看也不像马氏体.因为4%硝酸酒精溶液不可能显示出16Mn钢的奥氏体晶界,而该组织中出现了晶界线.所以,可以将白色块状物判为铁素体.至于黑色物呈网状分布从理论上是可以解释的.因为铸件一般都存在枝晶偏析,16Mn钢的枝晶偏析是内部低碳、低锰,树枝晶间含碳、锰较高,正火加热     

Ni合金化球墨铸铁组织和性能研究

为获得兼具较高强度和良好低温冲击韧性的球墨铸铁铸件,向球墨铸铁中加入质量分数约0.5%的Ni进行合金化,并对其进行中温奥氏体化(880℃+3 h)和低温退火(720℃+4 h)处理.采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)对铸态和热处理态试样的显微组织和冲击断口形貌进行分析;利用万能试验机、布氏硬度计和摆锤式冲击试验机等对铸态和热处理态试样进行了室温拉伸、硬度检测、低温冲击等力学性能测试.结果表明:铸态球墨铸铁的微观组织由珠光体、铁素体和球状石墨及少量的渗碳体组成,其强度、硬度偏高,塑性、韧性较差;热处理态试样中的珠光体向铁素体转变后为铁素体和球状石墨,试样强度、硬度有所降低,塑性、韧性得到明显的改善;铸态试样呈现典型的脆性断裂特征,热处理态试样冲击断口处存在少量韧窝,断裂模式以解理断裂为主,伴有少量塑性变形的韧脆混合断裂,且在-40℃冲击功达到12.4 J;比较铸态与热处理态的冲击断口形貌可知,试样断裂方式由脆性断裂转变为韧脆混合断裂.     

组织对冷轧双相钢性能的影响

采用金相显微镜和透射电镜对两卷冷轧双相钢（7#和16#）的微观组织进行了观察并分析了其组织与性能的关系。结果表明,7#试样组织为多变形铁素体＋岛状马氏体;16#试样组织为饼形铁素体＋岛状马氏体＋大量游离渗碳体,铁素体的尺寸较大,数量较多,马氏体岛的数量较少,尺寸偏大,发生分解的马氏体岛数量较多。16#试样组织未完全再结晶导致组织粗大、细晶强化贡献弱是其屈服强度较低的主要原因;大量未奥氏体的渗碳体导致马氏体岛数量少及发生碳化物分解的马氏体量多是其抗拉强度低的主要原因。     

热处理对0Cr1 7Mn14Mo2N双相不锈钢性能的影响

研究了热处理对0Cr17Mn14Mo2N双相不锈钢铸态组织中δ－铁素体的含量，形态以及双相不锈钢性能的影响。结果表明，在1050－1200℃之间加热时，组织为奥氏体基础上分布着的球化的及长条形的δ－铁素体，且加热温度越高保温时间越长铁素体的球化率越高。在1250℃加热时，组织为粗大的铁素体等轴晶，其中铁素体以球状均匀分布的0Cr17Mn14Mo2N双相不锈钢的拉伸性能最好。     

9Cr2Mo钢中贝氏体的组织形貌

采用光学显微镜和扫描电子显微镜等技术手段观察了经1100℃奥氏体化的9Cr2Mo钢在不同温度的盐浴中等温淬火后贝氏体的组织形貌。结果表明：9Cr2Mo钢1100℃奥氏体化后,在410℃的硝盐浴中等温得到羽毛状的经典上贝氏体组织,在350℃的硝盐浴中等温得到针状（或片状）的下贝氏体组织;上贝氏体铁素体铁素体是在奥氏体晶界处形核并向晶内生长,碳化物在铁素体条间分布;下贝氏体是在奥氏体晶内形核,碳化物分布在铁素体片中间,碳化物大多数与片条的主轴方向交角排列,但角度不等。