Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核

利用扫描电镜观察了 Ｑ２３５碳素钢形变强化相变过程中超细铁素体在奥氏体内部的 形核；使用背散射电子衍射（ＥＢＳＤ）技术分析了析出的铁素体取向．结果表明，随内、外界条件 不同，奥氏体内有两类典型的铁素体形核地点：形变带及奥氏体晶界附近的形变不均匀区 原 始奥氏体晶粒尺寸的增加，形变温度的降低有利于铁素体的形变带形核．在Ａ３－Ａｒ３的超细铁素 体最佳形成温度区间，靠近Ａ３形变可使铁素体及第２组织均匀分布．形变带形核造成带状分布 的铁素体及第２相，不仅形貌上出现方向性，铁素体取向也出现择优．

低碳钢中超细铁素体的长大倾向

在热模拟单向压缩条件下考察了四个不同C,Mn含量的低碳钢中通过形变强化相变产生的超细铁素体在模拟卷取温度下的长大倾向. 结果表明,不同C,Mn含量的四种钢中的超细铁素体在-500℃的保温0～10min过程中都很稳定,没有明显的长大过程,也未明显观察到铁素体的静态再结晶.超细铁素体稳定的主要原因是由于稳定的第二组织（珠光体或渗碳体颗粒）的有效钉扎,它既阻止了铁素体的明显长大,也抑制其静态再结晶的充分进行.但不同C,Mn含量的四种钢中的第二组织有不同的演变规律,保温过程中形变奥氏体内形成离异珠光体并缓慢粗化.另外,利用背散射电子衍射取向成像技术还测定了08钢保温过程中的取向（差）变化.

Q235碳素钢超细铁素体组织的退火过程研究

在热模拟单向压缩条件下研究了Q2 35碳素钢形变强化相变产生的超细铁素体退火时的组织及取向 (差 )演变过程及其应变量和先共析铁素体的影响。结果表明 ,形变强化相变后细晶铁素体内形变储存能有限 ,加上渗碳体的钉扎 ,一般不发生明显的静态再结晶过程。当应变量足够大时 ,形变后在6 5 0℃下保温铁素体发生正常长大。先共析铁素体存在时 ,形变后在 6 5 0℃退火时 ,形变长条铁素体发生明显的 (亚 )晶粒回复式长大。形变改变了未转变奥氏体的分解方式 ,表现为奥氏体向离异珠光体的加速转变。讨论了低碳钢形变后铁素体难以再结晶的原因。

碳锰含量对低碳钢超细铁素体组织退火过程的影响

对 0 8钢和 2 0 Mn形变强化相变后退火过程的组织演变的观察表明 ,超细铁素体退火时的长大是应变能及晶界能共同驱动的正常长大 ,长大阻力是第二组织的钉扎。形变使奥氏体以离异方式加速分解。在所用应变量下 ,0 8钢中的超细铁素体快冷到 6 0 0℃以下不会有明显长大。碳锰含量的提高降低了形变强化相变进行的程度 ,使随后的铁素体长大受到相变驱动力的作用并加大了带状组织特征 ,铁素体难以正常长大。2 0 Mn中第二组织的增多提供了形变强化相变后调整第二组织的空间及必要性。总结了碳锰含量、退火温度。

低碳钢变形诱导超细铁素体组织的数值分析

根据低碳钢变形诱导铁素体相变是以单一“形核长大”机制转变的现象,建立了分析变形诱导铁素体相变过程的模型,在模型中引入一个与变形有关的因子(1+ε)n,以体现在高于A3温度时变形使相变驱动力明显增大的作用,同时考虑了变形对形核位置以及扩散的影响。利用这一模型对低碳钢变形诱导超细铁素体相变试验进行数值分析,并对计算结果与试验结果进行了比较。

热轧带钢中形成超细铁素体的新方法

采用一种新的热处理方法可在单道次热轧带钢的表面层获得超细（直径小于2μm）的等轴多边形铁素体，铁素体晶粒的形成只在带钢刚离开轧辊时产生。轧制前将带钢加热到1250℃．并停留300s，然后空冷到轧制温度。

普通低碳钢通过应变感生动态转变形成超细铁素体

钢晶粒细化的优点是众所周知的。最近几年，通过在较宽温度范围内施加大变形量来生产超细品粒铁素体钢，已成为全世界关注的重点。奥氏体应变感生动态转变（SIDT）是生产超细铁素体晶粒钢的一个比较好的方法。

热轧带钢中形成超细铁素体的新方法

一种新的热机械处理方法可在单道次热轧带钢的表面层获得超细的（直径小于2μm）等轴多边形铁素体．铁素体晶粒的形成只在带钢刚离开轧辊时产生。轧制前带钢被加热到1250℃停留300s，然后空冷到轧制温度。对两种碳钢进行了试验．第一种是0．09％C-1．68Mn-0．22Si-0．27Mo钢（A钢），在刚高于其Ar3温度的800℃进行热轧；

热轧带钢中形成超细铁素体的新方法

一种新的热机械处理方法可在单道次热轧带钢的表面层获得超细的（直径小于2μm）等轴多边形铁索体，铁素体晶粒的形成只在带钢刚离开轧辊时产生。轧制前带钢被加热到1250℃停留300s，然后空冷到轧制温度。对两种碳钢进行了试验，第一种是0．09％C-1．b8Mn-0．22Si-0．27M。钢（A钢），在刚高于其Ar3温度的800℃进行热轧；第二种是0．11％C-1．68Mn-0．22Si钢（B钢），在刚低于其Ar3温度的675℃进行热轧。空冷后，A钢和B钢的带钢表层都由超细铁素体组成，它们是在大的奥氏体晶粒内形成的，而带钢中间层由贝氏体显微组织组成。在B钢的整个带钢断面中，

热轧带钢中形成超细铁素体的新方法

一种新的热机械处理方法可在单道次热轧带钢的表面层获得超细的（直径小于2μm）等轴多边形铁素体，铁素体晶粒的形成只在带钢离开轧辊时产生。轧制前带钢被加热到1250℃停留300s，然后空冷到轧制温度。对两种碳钢进行了试验，第一种是0．09％C-1．68Mn-0．22Si-0．27Mo钢（A钢），在刚高于其Ar3温度的800℃进行热轧；第二种是0．11％c-1．68Mn-0．22Si钢（B钢），在刚低于其Ar3温度的675℃进行热轧。空冷后，A钢和B钢的带钢表层都由超细铁素体组成，它们是在大的奥角体晶粒内形成的，而带钢中间层由贝氏体显微组织组成。在B钢的整个带钢断面中，不规则的铁素体晶粒网优先分布在奥氏体晶粒边界。

普通低碳钢通过应变感生动态转变形成超细铁素体

最近几年，通过在较宽温度范围施加大变形量来生产超细晶粒铁素体钢，已成为全世界关注的重点。奥氏体应变感生动态转变(SIDT)是生产超细铁素体晶粒钢的一个比较好的方法。

超细晶铁素体钢的强度

采用不同热处理制度和冷轧大变形以及快速热处理的方法获得了晶粒尺寸范围在 (92～ 6 ) μm的铁素体组织。采用不同工艺热轧获得了晶粒尺寸在 (1 0～ 1 ) μm的铁素体组织。采用室温拉伸试验测定了这两种材料的强度 ,研究了它们在超细晶条件下的细晶强化规律。结果表明 ,在超细晶条件下 ,霍尔 佩奇 (H P)关系的斜率系数ky 将下降而截距σ0 上升。

超细晶铁素体钢的力学性能及成形性能研究

采用形变强化铁素体相变超细晶轧制工艺,获得了750MPa级超细晶铁素体钢板,其超细晶铁素体体积比高达93%,晶粒尺寸仅为1μm,并具有优异的成形性能。对超细晶铁素体钢组织的精细分析发现,因铁素体晶界随晶粒超细化而减薄,使得其晶界对材料的力学性能具有双重影响,一方面,屈服强度随着晶界总长度的增加而提高;另一方面,又因晶界减薄而降低。研究表明,超细晶铁素体钢的组织性能关系虽然与霍尔-佩奇关系相吻合,但存在较大偏差,主要表现为斜率显著下降。文章对斜率下降的原因进行了机理分析。

针状铁素体对超细晶铁素体钢力学性能的影响

针对利用形变强化铁素体相变工艺制备出的超细晶铁素体钢,其抗拉强度很高但伸长率偏低的问题,对其进行了组织精细分析。精细分析结果表明,针状铁素体的形成主要与轧后冷速有关,冷速越大,针状铁素体越多,针状铁素体对钢的力学性能具有双重影响,一方面钢的抗拉强度随着针状铁素体体积比的增加而增加;另一方面又因针状铁素体其内部的精细结构特征、形态特征、针尖效应及其尺寸等影响因素,使钢的伸长率大为降低。当将试验钢中针状铁素体体积比控制在7.28%左右时,可使钢的抗拉强度在高达740 MPa时,仍具有26%的理想伸长率。

强塑性变形生产超细晶铁素体／马氏体双相钢

详细描述了通过等通道转角挤压(ECAP)+临界区退火处理生产超细晶铁素体／马氏体双相(UFGF／MDP)钢的过程。本研究的目的,除了在应变梯度塑性原理中引入对增强应变硬化性产生影响的从几何学角度考虑必然会产生的高密度位错的理念外,还在于生产具有广泛应变硬化性(其它UFG材料几乎不具备)和超高强度及良好均匀延伸的UFGF／MDP钢。通过选择最佳的ECAP工艺路线以及临界区退火处理条件,能够生产出孤立的岛状UFG马氏体均匀地埋入UFG铁素体基体中的UFGF／MDP钢。根据ECAP过程中显微组织的变化探讨了在本研究的加工条件下这种独特显微组织的形成过程。UFGF／MDP钢的室温拉伸性能均优于粗晶对应钢种。更重要的是,尽管为UFG组织,但与其它UFG材料不同,本研究的UFGF／MDP钢从塑性变形开始就显现出广泛的应变硬化性,而这与晶粒尺寸无关,与应变梯度塑性有关。

普通低碳钢形变诱导铁素体晶内和晶界的析出行为

利用TEM ,萃取和X ray衍射方法分析了利用形变诱导铁素体和铁素体再结晶机制获得超细晶铁素体的晶内和晶界析出碳化物的成分和析出行为。证明晶内以M3C形成弥散析出 。

超细晶超高碳钢的制备工艺研究

超细晶超高碳钢是指超细铁素体(0.5～2.0μm)基体上分布着超细粒状渗碳体(0.2～1.0μm)组织的超高碳钢,是一类新型的、并具有重要发展前景的高性能钢铁材料。本文针对现有超细晶超高碳钢的制备工艺、制备原理进行了分析总结,提出各制备工艺的应用条件和限制,以及各制备工艺的合理应用。

普碳钢中板表层组织超细化的变形机理

采用单向压缩热模拟试验进行了普碳钢中厚板表层组织超细晶化研究.材料奥氏体化后快速冷却到550～800℃范围内变形,结果表明,随着变形温度的升高,材料分别发生形变后铁素体静态再结晶、形变过程中的铁素体动态再结晶,形变诱导奥氏体-铁素体相变并获得超细晶粒铁素体.随着保温时间增加,形变诱导相变获得的铁素体逆相变为奥氏体.实验室轧制9mm钢板的铁素体晶粒度,轧后空冷达到11级(约7μm),与热模拟试验的结果相一致,轧后快冷铁素体晶粒进一步细化到12级(约5μm).实验室条件下,钢板的屈服强度,轧后空冷接近350MPa,轧后快速冷却,能再提高90MPa左右,但断后伸长率明显下降.

普通碳锰钢的超细晶板材控轧工艺研究

在GLEEBLE2 0 0 0热模拟试验机上进行普通碳锰钢Q345两相区变形实验 ,研究变形工艺条件对材料微观组织的影响 ,分析其组织演变规律及机理 ,并且在实验轧机上进行板材轧制实验。结果表明 ,实验钢 (0 16C ,0 3Si,1 2 9Mn)采用在过冷奥氏体区及其邻近的两相区变形可以获得等轴超细晶铁素体组织 ;控轧获得的 9mm板材铁素体晶粒细化到晶粒截距 4 μm ,屈服强度达到 4 5 8MPa ,抗拉强度5 80MPa ,伸长率 2 9%。

表层组织超细化轧制工艺在L245级管线钢板开发中的应用

采用表层组织超细化轧制工艺在首钢3 500 mm中厚板生产线上进行了L245管线钢板的批量试制.结果表明,采用这种特殊的控轧控冷工艺,普碳钢的化学成分可保证钢板的力学性能达到厚规格L245管线钢板的要求.试制钢板表层铁素体晶粒达到12级,中心部位10级,屈服强度达到300～365 MPa,抗拉强度达到430～480MPa,同时保持29%～35%的伸长率,-10℃夏比冲击功130 J以上,剪切面积85%以上.在几乎不增加冶金成本的前提下,试制钢板具有优良的强度、塑性配合,优良的低温韧性水平.