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钛微合金化IF钢第二相粒子应变诱导析出行为 总被引:1,自引:1,他引:0
在Gleeble-3500热模拟试验机上,利用应力松弛试验研究了钛微合金化IF钢奥氏体区第二相粒子析出行为。试验结果表明:因第二相粒子析出钉轧位错与晶界,应力松弛曲线呈现出3个阶段的特征。试验钢的析出-时间-温度曲线呈现出典型的“C”曲线形状,最快析出鼻子点温度约为900 ℃,在此温度下,第二相粒子析出开始时间与结束时间分别为10 与160 s;随着等温弛豫时间的延长,第二相粒子析出数量逐渐增加,当弛豫时间超过析出结束时间后,析出物数量将不再增加而尺寸增加。试验用Ti-IF钢主要观察到TiN、Ti4C2S2、TiC 3种析出物,Ti4C2S2与TiC沉淀物的形状和尺寸相差不多,无法从形状和大小上来区分,易于沿奥氏体晶界或亚晶界析出,奥氏体亚晶的尺寸大约分布在0.1~0.4 μm。900 ℃应变诱导析出物数量较800 ℃多,该结果与试验钢PPT曲线析出鼻子点温度900 ℃是相符的。对于Ti-IF钢,其热轧工艺过程应有利于C,N化物的析出和聚集长大,最终形成粗大、稀疏的第二相粒子,因此宜采用“三低一高”快速大压下的热轧工艺制度,以提高Ti-IF钢的深冲性能。 相似文献
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Nb-Ti微合金高强度钢1.5mm冷轧板退火组织和第二相析出行为 总被引:2,自引:0,他引:2
用透射电镜实验研究了(%):0.08C-1.0Mn-Nb+Ti<0.10微合金高强度钢经53%冷变形1.5 mm板650℃和680℃退火的组织和第二相析出行为。结果表明,试验钢中的第二相为(Ti,Nb)(C,N)复合析出相,第二相粒子尺寸一般为20~30 nm,随退火温度提高,第二相粒子的数量增加。由于退火过程第二相析出强化和第二相粒子抑制晶粒长大,使钢中晶粒细小,该钢650℃退火组织具有较高强度(屈服强度≥480 MPa)。 相似文献
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采用真空感应炉、热模拟试验机、ICP发射光谱仪、光学显微镜、TEM和电子拉伸试验机等设备,研究了V-Ti-N耐大气腐蚀钢(0%V、0.05%V、0.10%V和0.15%V)的动态CCT曲线、析出钒、晶粒尺寸和强度。结果表明:在耐大气腐蚀钢中添加0.10%V,对CCT曲线的影响有限,贝氏体转变温度都低于600℃;V-Ti-N耐大气腐蚀钢的晶粒尺寸为6.2~7.8μm,产生了101~175 MPa的沉淀强化,屈服强度随着钒氮积的增加而升高,但强化效率逐渐降低;V-Ti-N微合金化较适合于生产400 MPa和450 MPa级高强度耐大气腐蚀钢,此时,钒含量应小于0.10%。 相似文献
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在 Gleeble- 3500型热模拟试验机上,利用应力松弛试验研究了含磷高强IF钢第二相粒子的析出行为。结果表明,微合金元素析出钉扎住了位错与晶界,导致应力松弛曲线呈现出3个阶段的特征。试验用钢的PTT曲线呈现典型的“C”曲线形状,最快析出的鼻子点温度约为850 ℃,在此温度下,第二相粒子析出开始时间与结束时间分别为14和246 s,随着弛豫时间的增加,第二相粒子的析出数量逐渐增多,形貌逐渐粗化,析出粒子为Ti4C2S2 和TiC,主要呈圆形颗粒形貌。由于试验钢种采用磷强化,在析出的第二相粒子中存在棒形和长条形FeTiP,同时由于磷的晶界偏聚,所以FeTiP同样存在晶界析出的规律。 相似文献
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随着列车时速不断提高,制动盘承受的热负荷不断增大,这对制动盘材料提出了更高的要求.为了提高制动盘钢的机械性能及耐热疲劳性,钒元素被添加到制动盘钢中.本文研究了不同淬火温度时V含量对Cr-Mo-V系制动盘钢组织及力学性能的影响,并通过Thermo-Calc热力学软件、碳复型、透射电镜、能谱分析等方法对不同V含量时析出相的演变规律进行研究.结果表明,增加钒含量使高温析出的V(C,N)含量增加,细化奥氏体晶粒和回火马氏体组织.淬-回火态析出相主要为V(C,N)、(Mo,V)C、M7C3和M23C6.随钒含量增加,大尺寸M23C6和M7C3的析出被抑制,对韧性损害降低;小尺寸(Mo,V)C含量增多,析出强化效果增强.淬火温度为880~900℃时,增加钒含量能细化马氏体和减少大尺寸碳化物,弥补了析出强化对韧性的损害,故冲击功变化不大.淬火温度为920~940℃时,提高钒含量促使(Mo,V)C量急剧增加,冲击功快速下降.实验钢淬火温度不应超过900℃. 相似文献
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采用SEM、EBSD、TEM和室温拉伸等分析技术,研究了钒微合金化对中锰热成形钢的性能影响及其强化机制。结果表明,钒微合金化可有效提高中锰热成形钢基于两相临界区加热保温与淬火后材料的强度和延伸性能。900℃热冲压淬火后,含钒钢的抗拉强度达1 390 MPa、伸长率17.7%,高于无钒钢的抗拉强度1 283 MPa、伸长率15.2%;950℃热冲压淬火后,含钒钢抗拉强度达1 576 MPa、伸长率10.8%,亦高于无钒钢抗拉强度的1 318 MPa、伸长率9.9%。钒合金化通过材料晶粒尺寸细化、碳氮化钒第二析相析出、细化铁素体及改善其在马氏体之间的形态分布的共同作用,有效提高了中锰热成形钢的强度和塑性。 相似文献
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采用Gleeble-3500热模拟机,对低质量分数钒和高质量分数钒的S30432耐热钢在900~1100℃及0.001~0.100 s-1变形条件下进行了热压缩试验,研究钒的质量分数对S30432钢动态回复再结晶的影响及作用机理。结果表明,添加质量分数0.18%钒后S30432钢的峰值流变应力增高,再结晶激活能从498增加到562 kJ/mol。在1000和1050℃,钒对S30432钢的动态回复再结晶的阻碍作用最显著。高质量分数钒的S30432钢中由于析出细小的Z相,它具有强烈钉扎作用,能有效阻碍动态回复再结晶的发生。此外,高质量分数钒钢中固溶原子的增加对动态回复再结晶也有一定的阻碍作用。 相似文献
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利用维氏硬度计、OM、TEM对在600 ℃回火不同时间后的钛、钒微合金化马氏体钢的维氏硬度、微观组织及钢中析出相随回火时间的演变进行了研究,并采用现有计算方法对马氏体钢中析出相的析出动力学进行了计算。结果表明:两钢在600 ℃回火,随回火时间的增加,其硬度变化均呈现先下降后升高再下降的规律,且在回火1 h后,两钢出现峰值硬度,且回火过程中钛钢的硬度均大于钒钢。分析认为,前期硬度下降是由于位错密度的降低所致,而当MC相析出时起到沉淀强化作用,引起硬度上升并出现峰值,而回火时间更长时,由于MC相粗化及基体回复导致硬度再次下降。钛钢中由于析出相粒子析出动力学比钒钢的快,而其粗化速率却低于钒钢中析出相,因此钛钢在回火过程中沉淀强化效果及对基体回复抑制的作用更为明显,故而其回火时比钒钢的硬度高。 相似文献
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高应变速率平面压缩00Cr22Ni5Mo3N双相钢的变形抗力和组织变化 总被引:3,自引:0,他引:3
采用Gleeble 3800模拟试验机对锻态00Cr22Ni5M03N双相不锈钢进行900~1200℃,应变速率为10 s-1和50 s-1的平面应变试验。结果表明,双相钢的峰值变形抗力随变形温度升高急剧降低,并且当应变速率由10 s-1提高到50 s-1时双相钢的峰值应力提高40~60 MPa;在1 000~1200℃变形,钢中铁素体组织发生动态回复和再结晶,奥氏体通过位错的聚集、亚晶界形成发生部分软化。 相似文献
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回火温度对轧后直接水淬15CrMoV钢组织和力学性能的影响 总被引:1,自引:1,他引:0
试验用钢15CrMoV(%:0.15C、0.29Si、0.57Mn、1.01 Cr、0.37Mo、0.24V)16 mm板材的终轧温度为900~950℃,轧后在880~900℃水淬,并经670~800℃回火。结果表明,试验钢在线淬火后的组织为马氏体+贝氏体,随回火温度升高,钢中碳化物析出量增加,贝氏体板条束逐渐合并和减少,最终转化为碳化物+多边形铁素体组织;在730~780℃回火,15CrMoV钢具有良好的综合力学性能,抗拉强度680~760 MPa,冲击功55~130 J。 相似文献
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淬-回火温度对高强度钢30NCD16组织和性能的影响 总被引:3,自引:0,他引:3
试验了电渣重熔高强度钢30NCD16(%:0.31C、1.41Cr、4.01Ni、0.52Mo)840-930℃淬火、350-625℃回火时的组织和力学性能。结果表明,高强度钢30NCD16最佳热处理工艺为840-870℃淬火+560℃回火,可获得细致均匀的索氏体组织,钢的抗拉强度≥1 200 MPa,冲击功AKU5≥50 J。 相似文献
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通过不同热加工参数下的热压缩试验,研究了新型阀门钢5Cr9Si3的高温变形行为.5Cr9Si3钢在850~900℃和1000~1100℃温度区间内峰值应力分别随温度的升高而减小,而在900~1000℃温度区间内出现峰值应力随温度升高而增大的异常现象.进一步的微观组织及相结构演化分析表明:5Cr9Si3钢在900~1000℃温度区间内发生了由铁素体向奥氏体的转变,产生奥氏体相变强化;同时,随着变形温度的提高,碳化物的回溶造成碳元素和铬元素对5Cr9Si3基体固溶强化效果增强.相变强化和固溶强化是导致5Cr9Si3在900~1000℃温度区间内流变应力异常变化的主要原因. 相似文献
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成分(%)为0.02C-1.55Mn-0.62Ni-0.53Cu-0.003 5 B-0.055V-0.019Ti-0.028Nb的超低碳贝氏体钢ULCB570,由试验室50 kg真空感应炉冶炼,锻80 mm厚板坯,经开轧温度1 150℃,终轧温度900℃空冷轧成25mm厚板材,并用Thermecmaster-Z热模拟试验机测试了该钢的形变奥氏体连续冷却转变曲线。结果表明,该钢形变后在0.130℃/s冷却下的组织为贝氏体-铁素体+第2相或析出物,轧态抗张强度σb为595 MPa,冲击韧性AKV为180 J,轧态+600℃时效时的σb增加至610 MPa,AKV增加至202 J,达到570 MPa级钢板的性能要求。 相似文献