中碳钢过冷奥氏体形变过程中的组织演变

利用热模拟压缩变形实验研究了不同形变温度以及形变速率下中碳钢过冷奥氏体形变过程中的组织演变规律,探讨了中碳钢珠光体球化以及组织超细化的机理.结果表明:组织演变主要经历了动态铁素体相变、动态珠光体相变以及珠光体的球化3个阶段.为获得亚微米级别铁素体和颗粒状渗碳体弥散分布的复相组织,需要形变温度与形变速率的配合.形变过程中珠光体球化速率比等温球化退火快4个数量级,其原因是在形变过程中产生了高密度位错及大量空位等缺陷,为碳原子的扩散提供了高速率扩散通道,促进了碳原子的扩散.渗碳体粒子在铁素体基体上的弥散分布可用溶解-再析出机制解释.     

中碳钢过冷奥氏体形变过程中的组织演变

在920~650℃、变形量60%、应变率分别为0.01、0.1、1、10 s-1时,进行了45钢的热模拟压缩实验。利用金相和SEM组织观察研究了变形过程中组织演变规律。结果表明:中碳钢过冷奥氏体组织转变中的动态相变和珠光体的球化对变形温度和变形速率的要求不同,变形温度对铁素体析出含量有较大影响,随着变形温度的降低,铁素体析出含量增加,但随着变形速率的增加,变形温度对于铁素体析出效果减弱。当变形温度为800℃时,中碳钢组织中开始析出形变诱导铁素体;当变形温度低到750℃时,中碳钢组织开始发生动态珠光体转变。     

低碳钢过冷奥氏体形变过程超细铁素体的形成

采用过冷奥氏体在A3-Ar3之间变形工艺，获得平均晶粒尺寸约为2μm的微细铁素体晶粒组织，过冷奥氏体形变过程的组织演变包括两个阶段，形变前期以形变强化相变铁素体转变为主导；当相变基本完成后，形变后期以铁素体的动态再结晶为主，形变强化相变是一以形核为主的过程，是晶粒细化的主要原因，应变量较小时，铁素体主要沿原奥氏体晶界及晶内变形带等位置形核，随应变量的增加，以铁素体转变前沿畸变区的反复形核为主。     

低碳钢过冷奥氏体形变过程中的组织及取向变化

利用ＳＥＭ,ＴＥＭ及ＥＢＳＤ研究了低碳钢在７５０℃ ,１０ｓ－１应变速率条件下形变过冷奥氏体的组织及取向变化．结果表明,组织演变由二个阶段组成,形变前期是以形变强化相变铁素体转变为主;当应变达到一定时,以铁素体的动态再结晶为主．应变量较小时,形变强化相变铁素体晶粒优先在原奥氏体晶界形核,随应变量的增加,以相界前沿畸变区的反复形核为主,铁素体转变量逐渐提高,同时珠光体等第二组织增多,铁素体晶粒内部位错密度提高．铁素体连续动态再结晶初期亚晶在珠光体与铁素体交界处优先形成．随应变增加频率提高．形变前期＜００１＞织构为相变铁素体在取向上的特征;形变后期＜１１１＞织构是动态再结晶铁素体在取向上的特征．     

不同Mn含量低碳钢过冷奥氏体形变过程中的铁素体相变

通过热模拟压缩实验,对C,Si含量基本相同、Mn含量不同的低碳钢过冷奥氏体在形变温度760℃,形变速率1/s条件下单向压缩变形过程中的组织演变进行研究,分析了Mn对低碳钢过冷奥氏体变形特征、转变动力学特征以及形变强化相变铁素体晶粒细化的影响。结果表明,Mn延迟低碳钢形变强化相变的进行,Mn含量提高,完成相变所需总应变相应提高,形变强化铁素体转变动力学可分三个阶段,随Mn含量增加,各阶段所需时间延长,应变提高,通过形变强化相变,Mn含量(质量分数,％)为0.48,0.84和1.29三种钢可获得平均晶粒截径分别为3.57±1.60,2.00±1.05和2.29±1.02μm的微细等轴铁素体晶粒以及第二组织弥散分布的复相组织。     

碳锰含量对低碳(锰)钢过冷奥氏体形变过程转变动力学的影响

提高低碳(锰)钢中碳含量，低碳(锰)钢形变强化相变孕育期明显延长，转变动力学曲线整体向高应变方向移动．提高锰含量，相变孕育期有所延长，转变动力学过程明显变缓．提高碳、锰含量，钢中铁素体形核率增大，晶粒细小，碳的影响程度比锰显著．过冷奥氏体形变过程铁素体转变分三个阶段，第一阶段符合Cahn的“位置饱和”机制，第二、三阶段不符合“位置饱和”机制。     

C-Mn钢过冷奥氏体形变过程中的真应力-真应变曲线分析

分析了不同碳、锰含量的低碳(锰)钢过冷奥氏体在760℃，1s^-1时的单向压缩变形过程中真应力—真应变曲线的特征。结果表明，真应力—应变曲线呈双峰特征，第一个峰是孕育期内变形奥氏体的加工硬化和形变强化相变两个物理过程的结果，第二个峰是铁素体动态回复和(或)再结晶的结果。碳、锰含量提高时相变速度减缓，铁素体动态再结晶能力减弱，分别使得第一峰过后应力软化率减小，第二个峰变得宽阔平坦。     

温轧温度对中碳钢组织与力学性能的影响

采用透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)、室温拉伸等手段,研究了650~730 ℃温轧温度对0.46%C中碳钢的组织演变及力学性能的影响。结果表明,经90%的轧制变形,试验钢铁素体晶内引入大量位错,渗碳体片层产生应力集中导致层片状渗碳体弯曲、扭折、碎化为颗粒状。随着温轧温度的降低,位错增殖明显,渗碳体球化率增加,分布越来越均匀,抗拉强度和伸长率整体上升。当温轧温度为650 ℃时,渗碳体球化最好,抗拉强度877 MPa,断后伸长率16.0%,综合力学性能最好。拉伸断口结果表明,随着温轧温度的降低,试验钢的断裂机制由韧-脆混合断裂转变为韧性断裂,塑性提高。     

基于扩散模型的低中碳钢渗硼动力学研究

为了研究含碳量对低、中碳钢的渗硼动力学的影响,将纯铁、20钢、40钢和50钢分别在850℃、880℃、910℃和940℃保温3 h、5 h、7 h和9 h进行粉末渗硼。采用面积法测量了渗层厚度。以基本的扩散定律和物质守恒定律等为基础建立硼的扩散模型,计算了低中碳钢渗硼过程中硼原子的扩散激活能和扩散系数。结果表明:渗硼层组织为锯齿状;渗层厚度随时间呈抛物线变化;随着钢的含碳量的增加,硼原子的扩散激活能增大,纯铁中硼原子的扩散激活能为151 kJ/mol,20钢中为159 kJ/mol,40钢中为168 kJ/mol,而50钢中为176 kJ/mol。     

两相区轧制后低碳中锰钢中残留奥氏体在单向拉伸过程中的演变行为

通过对轧制后低碳中锰钢薄板在不同预拉伸变形量下的组织进行了分析,并研究了单向拉伸过程中残留奥氏体组织演变的规律。试验结果表明,残留奥氏体向马氏体的相变主要发生在局部塑性变形阶段即屈服阶段,屈服阶段结束后,组织中的残留奥氏体基本全部转变为马氏体,试样进入均匀塑性变形阶段。拉伸过程中位错在局部的大量堆积和逐步迁移,在宏观上表现为吕德斯带的产生和移动,导致局部区域组织中的残留奥氏体发生相变,并且这种现象大多是沿着轧制方向进行的,并不会重复发生。     

钢恒温超塑焊接过程中原子的动态扩散行为

通过对40Cr/T10A钢试样待焊面表层实施组织超细化预处理,借助于电子探针仪现代理化检测手段和最小二乘法数学分析方法,测试计算了40Cr/T10A钢恒温超塑焊接过程中置换扩散型Cr原子的动态扩散浓度分布曲线、动态扩散系数和动态扩散激活能.结果表明,在40Cr/T10A钢恒温超塑焊接过程中,Cr原子的动态扩散激活能与晶界扩散激活能相近,扩散主要沿晶界进行,动态扩散系数比常规扩散提高两个数量级.     

低碳微量铌钢形变过程中动态相变的特点

用热模拟变形实验研究了低碳微量铌钢形变中的动态相变以及形变后冷却中的相变行为,透射电镜观察了Nb（CN）的析出及对铁素体晶粒截径和体积转变量的影响。结果表明：含Nb钢动态相变中铁素体形核位置依次为原奥氏体晶界、铁素体,奥氏体的相界前沿直至奥氏体晶内,随着细小的应变诱导Nb（CN）析出在基体上弥散分布,铁素体的转变量大幅增加并且其相变长大趋势得到有效抑制,使得铁素体的长大在时间和空间上均受到限制,是一个以形核为主的过程,相变完成后铁素体晶粒截径约为2舯;而形变后冷却相变工艺中铁素体的形核位置主要为奥氏体晶界以及形变带,而大量弥散分布的Nb（CN）析出对细化铁素体晶粒的作用并不明显,是一个形核长大的过程,最终得到的铁素体晶粒截径约为7μm。     

0.6Ni中碳合金钢的奥氏体连续冷却转变行为

通过热模拟试验、光学和扫描电镜(SEM)观察以及维氏硬度测试,研究了0.6Ni中碳合金钢的动态和静态奥氏体连续冷却转变规律,分析了变形以及合金元素Ni对中碳合金钢奥氏体转变行为的影响。结果表明:奥氏体变形有效抑制了0.6Ni中碳合金钢连续冷却后铁素体和珠光体的形成,大幅促进了贝氏体和马氏体相变,将全马氏体临界冷速由5 ℃/s降低到3 ℃/s。试验钢在动态连续冷却条件下,冷速为3 ℃/s时,全马氏体组织显微硬度为810 HV0.1;而静态连续冷却条件下,冷速为5 ℃/s时,全马氏体组织显微硬度为689 HV0.1。奥氏体变形的再结晶细化作用可以明显细化冷却后的马氏体组织,进而提高马氏体的硬度。在奥氏体静态连续冷却条件下,中碳合金钢中0.6Ni元素的加入,抑制了铁素体和珠光体相变,大幅促进贝氏体和马氏体相变,提高了奥氏体的稳定性,将Ms点从329 ℃降低到304 ℃,马氏体临界冷速从0.5 ℃/s降低到0.3 ℃/s;相对于约0.4Mn元素的加入,0.6Ni元素的加入可以大幅抑制铁素体和珠光体相变,可以将Ms点从320 ℃降低到304 ℃,同时可以有效细化奥氏体冷却后的显微组织。     

Hot deformation behavior of medium carbon V-N microalloyed steel

Processing maps for a medium carbon V-N microalloyed steel(designated as VN steel) and a medium carbon V-N bared steel(designated as Non-VN steel) were developed to study the hot deformation behavior and the influence of vanadium and nitrogen, in the temperature range of 750?1100 °C and strain rate range of 0.005?30 s^?1. Experimental results show that the processing map for the VN steel exhibits two dynamic recrystallization and three instability domains, while that for the Non-VN steel has one dynamic recrystallization and three instability domains. The instability domains of VN steel are larger than those of the Non-VN steel, and the VN steel is easier to be unstable when being hot deformed at high temperature and high stain rate. The addition and precipitation of vanadium and nitrogen can hinder the dynamic recrystallization. Compared with the Non-VN steel, the VN steel has higher dynamic recrystallization critical strain and the corresponding stress.     

中碳V-N微合金钢热变形行为

用Gleeble-1500热模拟试验机对中碳V-N微合金钢在不同变形温度(900~1050℃)及不同变形速率(0.005~30 s-1)的奥氏体区热变形行为进行研究。通过建立真应力-真应变曲线、动态再结晶图、功率耗散效率因子(η)图和应变速率敏感因子(m)图综合分析其热变形行为。结果表明,试验钢在1050℃、1 s-1变形条件下发生了动态再结晶,其真应力-真应变曲线、动态再结晶图、m图等方法得出的结果相互吻合。其中η图与m图差异很小,但由于应变速率敏感因子具有合理的物理意义,因此建议利用m图分析材料的热变形行为和选取最佳热变形工艺参数。     

中碳钢在控冷过程中的组织演变

用热模拟单向压缩试验法研究了中碳钢经控轧后在在线控冷过程中的组织演变过程.结果表明,控制轧制产生的组织形貌为随后的控制冷却提供了组织准备并且提高了共析转变温度,显微硬度在控冷过程中不断下降,其性能最终可满足冷镦要求,从而省去了传统工艺的离线球化退火,简化生产工艺和节能降耗的效果显著.     

The interface morphology of diffusion bonded dissimilar stainless steel and medium carbon steel couples

In the present study, a duplex stainless steel and an austenitic stainless steel were diffusion bonded to medium carbon steel. The differences of two dissimilar metal couples at the test temperature on microstructural developments across the joint region were investigated. After diffusion bonding, microstructural analysis including metallographic examination, energy dispersive spectroscopy (EDS) and shear strength tests were performed. From the results, it was seen that mutual diffusion of C and Cr was effective on the morphology of the diffusion zone that affected the shear strength of the bonds.