低碳含铌建筑结构用钢动态CCT曲线及冷却工艺研究

采用Gleeble-3500热模拟实验机,对低碳含铌建筑结构用钢进行了动态过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)实验研究,结合不同冷却速度下实验钢的膨胀曲线、显微组织和显微维氏硬度,绘制了实验钢动态CCT曲线。结果表明,随着冷却速度的提高,连续冷却相变温度区间向低温方向移动,促进铁素体晶粒形核,有效细化铁素体晶粒尺寸。此外,结合动态CCT曲线,设置了不同冷却工艺参数,确定冷却速度和空冷开始温度对实验钢相变和组织的影响。结果表明,为空冷开始温度设定为550、600℃时,室温组织主要为铁素体和粒状贝氏体。同一空冷温度下,随着冷速的增加,铁素体含量减少,贝氏体含量增加;而在相同冷速下,降低空冷温度会导致铁素体含量增加。当空冷开始温度设定为650℃时,无论冷速是5℃/s还是10℃/s,室温组织主要为铁素体和珠光体,且随着冷速的提升,铁素体含量因相变时间的缩短而降低。

18CrNiMo7-6钢静态CCT曲线测定与组织分析

利用Gleeble-3800热模拟机对0.1~30℃/s冷却速度下18CrNiMo7-6风电钢连续冷却膨胀曲线进行测试。结合金相-硬度法绘制了18CrNiMo7-6风电钢静态连续冷却转变曲线(CCT曲线),分析了不同冷却速率条件下18CrNiMo7-6风电钢组织转变规律。实验结果表明,18CrNiMo7-6风电钢奥氏体相变点Ac1相变温度为765℃,Ac3相变温度843℃。当冷却速度小于0.5℃/s时,试验钢组织为铁素体和珠光体,发生高温相变;冷却速度0.5~1℃/s时,试验钢中铁素体逐渐减少,开始出现板条状马氏体组织;冷速大于2℃/s时,试验钢组织主要为贝氏体及马氏体,同时发生中温相变和低温相变;随冷速增加钢中贝氏体组织含量减少,马氏体组织含量增多;冷速大于20℃/s,组织全部为马氏体,只发生低温相变;冷速由0.1℃/s增加至30℃/s过程中,风电钢试样硬度逐渐增加。

345MPa级耐火钢CCT曲线分析

通过绘制345 MPa级耐火试验钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),分析了耐火试验钢的连续冷却转变特征,并观察在1~100℃/s间不同冷却速度下试验钢显微组织。结果显示,当冷速为1℃/s时,试验钢发生铁素体与珠光体转变;当冷速为8~20℃/s时,试验钢发生铁素体和贝氏体转变,珠光体完全消失,晶粒尺寸减小,贝氏体组织占比升高;当冷却速度在50~100℃/s之间时,试验钢的组织转变主要为贝氏体转变,铁素体转变占比很低,晶粒尺寸进一步减小;当冷速增加到100℃/s时,铁素体完全消失,组织全部变为贝氏体,且有明显的板条化倾向。通过对耐火试验钢的连续冷却转变曲线和显微组织分析,为345 MPa级耐火钢生产过程中冷却工艺的制定提供了理论依据。

高速列车铸钢与锻钢制动盘CCT曲线测定与分析

为明确高速列车铸钢制动盘与锻钢制动盘材料的组织转变特性,采用DIL 805L型热膨胀仪测定高速列车用铸钢制动盘与锻钢制动盘用低合金钢材料的过冷奥氏体连续冷却转变特性并绘制CCT曲线,分析并测试2种制动盘材料在不同冷却速率条件下的微观组织结构及显微硬度。研究结果表明:铸钢制动盘低合金钢的奥氏体转变(A_(C3))温度为847℃,锻钢制动盘低合金钢的A_(C3)温度为862℃,在0.2℃/s的缓慢冷却条件下,锻钢制动盘材料会发生奥氏体向铁素体-珠光体组织的转变,铸钢制动盘材料在冷却速率大于20.0℃/s的条件下可以获得完全的马氏体组织,而锻钢制动盘材料的完全马氏体组织转变临界冷却速率为50.0℃/s。在制动盘实际服役过程中,摩擦面上的局部过热区会在冷却过程中发生贝氏体和马氏体转变并产生局部硬化。

9310钢的CCT曲线测定与分析

通过Formastor-F‖相变仪测试了9310钢在不同冷却速度下的膨胀曲线,并绘制其连续冷却转变曲线(CCT曲线);以CCT曲线为基础,结合光学显微镜、扫描电镜(SEM)及维氏硬度计等分析了不同冷却速度对实验钢组织转变的影响。结果表明:当冷却速度为0.05~1℃/s时,随着冷却速度的提高,铁素体转变逐渐过渡为贝氏体转变;当冷却速度为5℃/s时,只发生贝氏体转变;当冷却速度为10~20℃/s时,贝氏体转变逐渐向马氏体转变过渡。当冷却速度从0.05℃/s增加到5℃/s时,9310实验钢的维氏硬度迅速增加;当冷却速度提高至10℃/s及以上,维氏硬度稳定在约410 HV0.5。

SA-765 Gr.Ⅱ钢过冷奥氏体的连续冷却转变行为

为了深入了解SA-765 Gr.Ⅱ钢在冷却过程中的相变行为和组织演变规律,采用FTF-340型Formastor-FⅡ型全自动相变测定仪测定了SA-765 Gr.Ⅱ钢在不同冷却速度下的膨胀量-温度曲线,使用切线法确定了临界转变温度点,并结合金相检测与硬度测试,绘制出了试验钢的CCT曲线,并分析了冷却速度对其显微组织、显微硬度和CCT曲线的影响。结果表明:试验钢的临界转变温度A_(c1)为729℃,A_(c3)为830℃。在冷速为0.05~0.1℃/s时,主要发生铁素体和珠光体转变;在冷速为0.2~1℃/s时,主要发生铁素体、贝氏体和珠光体转变;在冷速为2~5℃/s时,主要发生铁素体和贝氏体转变;在冷速为10℃/s时,只发生贝氏体转变;在冷速为30~45℃/s时,主要发生贝氏体和马氏体转变。SA-765 Gr.Ⅱ钢的维氏硬度由冷却速度为0.05℃/s时的164 HV2缓慢增加到2℃/s时的207 HV2,后又快速增加至45℃/s时的365 HV2。

一种高强度钢的CCT曲线的测定与分析

通过Gleeble-3500热模拟机测定热轧态钢以不同速度连续冷却到室温的膨胀曲线,结合微观组织观察和硬度测试,绘制出一种高强度钢的CCT曲线,并分析不同冷却速度对组织演变及硬度的影响。研究结果表明:当冷却速度小于0.2℃/s时,主要发生铁素体转变和贝氏体转变,转变产物为多边形铁素体+上贝氏体+粒状贝氏体的混合组织;当冷却速度处于0.5~1.0℃/s范围时,主要发生贝氏体转变,对应0.5℃/s冷却速度的转变产物以上贝氏体为主,对应1.0℃/s冷却速度的转变产物以下贝氏体为主;当冷却速度介于1.0~5.0℃/s之间时,发生贝氏体+马氏体转变,转变产物为下贝氏体+板条马氏体的混合组织;当冷却速度大于等于5.0℃/s时,主要发生马氏体转变,微观组织以板条马氏体为主。当冷却速度小于5.0℃/s时,硬度随冷却速度增大显著增加;当冷却速度大于25.0℃/s时,硬度变化不大。

65Mn钢奥氏体连续冷却转变曲线(CCT图)

利用膨胀法结合金相———硬度法,在Gleeble-1500热模拟机上测定了65Mn钢的临界点Ar1、Ar3、Ac1和Ac3以及Ms;测定了该钢在不同冷却速度下连续冷却时的膨胀曲线,获得了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线);研究了65Mn钢连续冷却过程中奥氏体转变过程及转变产物的组织和性能,大致确定了避免网状铁素体、贝氏体以及魏氏组织铁素体的冷却速度,找出了生产65Mn钢盘条的控冷速度范围,为生产实践和新工艺的制定提供了参考依据.

特大型替打环用钢HG80的连续冷却相变行为

通过Formastor-F II热膨胀相变仪对HG80钢在连续冷却过程中的热膨胀曲线进行测定,结合微观组织和维氏硬度绘制其连续冷却转变曲线(CCT曲线),分析不同冷却速度对其组织转变的影响。结果表明:在连续冷却过程中,HG80钢发生了奥氏体向铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体的相变;当冷却速度小于0.1℃/s时,HG80钢的组织为铁素体和珠光体,此时显微硬度较低,为214 HV2;当冷却速度为0.3~0.5℃/s时,组织为铁素体、珠光体和贝氏体,显微硬度增加到240 HV2;当冷却速度升高到3℃/s时,组织为铁素体和贝氏体,显微硬度为299 HV2;当冷却速度为5~20℃/s时,组织为贝氏体和马氏体,显微硬度快速增加;当冷却速度大于20℃/s时,只发生马氏体转变,显微硬度达到最高,为571 HV2。

Q345钢奥氏体连续冷却转变曲线(CCT图)

研究了Q345钢连续冷却过程中奥氏体转变过程及转变产物的组织和性能，为制定生产工艺提供参考依据．利用膨胀法结合金相-硬度法，得到不同冷却速度连续冷却时的膨胀曲线和相应的金相组织及硬度，用DTA法及膨胀法测定其临界点Ac1、Ac3以及Ms，获得了Q345钢的连续冷却转变曲线（CCT图）．由CCT图和不同冷却速度的显微组织照片可知，当冷却速度比较低时，形成较粗大的块状铁素体和珠光体，当冷却速度大于0．5°C／s时出现贝氏体，形态似针状铁素体，其形成温度在450-600℃左右，当冷却速度大于20℃／s时，发生马氏体转变，马氏体转变点约为400℃．

12Cr2Mo1R压力容器钢动态CCT曲线研究

在Gleeble-1500热模拟机上利用热膨胀法测定了12Cr2Mo1R压力容器钢的动态连续冷却转变(CCT)曲线,观察和分析了不同冷却速度下的相变和组织,绘制了实验钢种的动态CCT曲线。实验结果表明,奥氏体变形后,铁素体和珠光体转变区向左上方移动,贝氏体转变温度降低,马氏体转变开始温度降低.

16MnR钢奥氏体连续冷却转变曲线(CCT图)

在Gleeble-1500热模拟机上测定了16MnR钢在不同冷却速度下连续冷却时的膨胀曲线,结合金相-硬度法、示差热分析法获得了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线);研究了16MnR钢连续冷却过程中奥氏体转变过程及转变产物的组织形态,比较了其与同类转变曲线的差别。

DH36高强度船板钢的动态CCT曲线

利用Gleeble-2000D型热模拟试验机对DH36高强度船板钢的动态CCT曲线进行了研究。结果表明:当冷速小于1℃.s-1时,DH36钢的组织为铁素体和珠光体;冷速在3～13℃.s-1范围内,得到铁素体、贝氏体和少量珠光体组织;当冷速达到15℃.s-1时,组织为贝氏体和少量铁素体;当冷速达到30℃.s-1时,有马氏体组织生成;DH36钢的显微硬度随着冷速的提高而增大,当冷速达到30℃.s-1时,显微硬度明显增大。

部分奥氏体化和完全奥氏体化铁素体/马氏体双相钢的CCT曲线

采用Formaster热膨胀仪分别测定了部分奥氏体化与完全奥氏体化冷轧热镀锌Fe-CMn-Cr-Nb-Ti系双相钢的CCT曲线,分析了连续冷却过程中的相变规律,从动力学角度分析了部分奥氏体化与完全奥氏体化试验钢CCT曲线的区别。结果表明：在冷速分别为1,3,5℃·s^-1时,部分奥氏体化试验钢的铁素体开始转变温度比完全奥氏体化试验钢的分别高36,25,44℃;与完全奥氏体化试验钢相比,部分奥氏体化试验钢的贝氏体转变在向低冷速区推移的同时,也向高冷速区推移,贝氏体转变冷速范围变宽,为1~40℃·s^-1;当冷速为1~10℃·s^-1时,部分奥氏体化试验钢的贝氏体开始转变温度要低于完全奥氏体化试验钢的,而当冷速为15~20℃·s^-1时,情况则相反;为了保证冷轧热镀锌钢的最终淬火组织为铁素体/马氏体双相组织,冷速需大于40℃·s^-1。

一种高性能超低碳钢CCT曲线及组织的研究

在Gleeble-3800热模拟试验机上对一种高性能超低碳钢变形奥氏体连续冷却转变曲线（CCT曲线）进行了测定，并观测了不同冷却速度下转变产物的显微组织和硬度。重点研究了以1℃／s和10℃／s冷速连续冷却时的组织转变规律。结果表明：实际生产中，将冷速控制在5—20℃／s之间，开始冷却的温度在650℃以上，此时的相变组织为较均匀的贝氏体组织。

一种热冲压成形钢的连续冷却转变曲线测定及其显微组织

以一种热冲压成形钢22MnB5为试验材料,将膨胀法与金相法、硬度法结合,在热膨胀相变仪上测量了该钢的临界转变点,并获得材料的连续冷却转变曲线。结果表明:当冷却速率为0.1℃/s时,显微组织为粗大的铁素体与珠光体;当冷却速率为0.5~5℃/s时,显微组织以贝氏体为主,同时有少量的珠光体和铁素体;当冷却速率大于7.5℃/s时,显微组织为马氏体和贝氏体;当冷却速率大于20℃/s时,贝氏体转变基本结束,全部转变为马氏体。维氏硬度随冷却速率的增大呈增大趋势。

X80与X100管线钢粗晶区SHCCT曲线的比较研究

采用相变仪DIL805A/D将X80、X100管线钢空心微缩管状试样,以200℃/s加热至1 350℃,保温10 s后以1~200℃/s的不同速度冷却至室温,在分析显微组织、硬度和相变温度的基础上获得两种管线钢的粗晶区SHCCT曲线。对比发现,随着冷却速度的增加,X80与X100的相变温度均降低,而硬度都增加;在相同冷却速度下,X100的相变温度明显低于X80,硬度却更高。对于X100管线钢,当v<10℃/s时,粗晶区为GB、QF和M-A组元的混合组织;当10℃/s≤v≤50℃/s时,组织由GB、BF和M-A组元组成;当v>50℃/s时,出现LM组织,当v>100℃/s后转变为LM和M-A组元的混合组织。而X80管线钢只有当v≥25℃/s时才出现BF,v>100℃/s时开始出现LM组织。

27SiMn钢CCT曲线的测定

在Gleeble1500D热模拟机上利用膨胀法测定了27SiMn钢在不同冷却速度下连续冷却转变的膨胀曲线,获得了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),利用蔡司显微镜观察了不同冷速下试样的金相组织,借助莱卡硬度计测定了各试样的显微硬度值。随着冷却速度增加,硬度值越来越大。通过对CCT曲线的分析为生产工艺的制定提供了一定的实验依据。

“pu-1”抗H_2S腐蚀钻材钢CCT曲线的测定及应用

利用Ｆｏｒｍａｓｔｏｒ－Ｆ全自动相变测定仪，测定抗Ｈ２Ｓ腐蚀钻材“ｐｕ－１”钢，获得此种钢的ＣＣＴ曲线；证明依据该曲线所制定钢的热处理工艺，所获金相显微结构组织的抗Ｈ２Ｓ腐蚀性能最佳。

硼对Q690D钢CCT曲线的影响

利用Formastor-F全自动相变仪测定了不同硼含量Q690D钢的临界点Ac1、Ac3,并绘制Q690D钢的连续冷却转变曲线。结果表明:硼的加入,使Q690D钢的Ac3、Ac1略有提高,使Ms点及Bs点有所降低,使Q690D钢的临界冷速降低,淬透性明显提高。硼对Q690D钢先共析铁素体转变及贝氏体转变均有不同程度的推迟作用,抑制了先共析铁素体的析出,在很宽的冷速范围可以得到完全的贝氏体组织。