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。

30MnNiCuMoB-RE铸钢的连续冷却相变动力学研究

采用淬火相变热膨胀仪测定了30MnNiCuMoB-RE铸钢890℃完全奥氏体化后以不同速度连续冷却时的膨胀曲线。通过金相检验和硬度测定研究了30MnNiCuMoB-RE铸钢在连续冷却过程中的相变动力学。结果表明:30MnNiCuMoB-RE铸钢在890℃完全奥氏体化后以0.01~100℃/s的速率冷却时,随着冷却速率的增大,奥氏体依次转变为铁素体、贝氏体和马氏体,铁素体转变温度区间为717~611℃,贝氏体转变温度区间为590~323℃,马氏体转变温度区间为313~168℃;从获得的连续冷却转变(CCT)曲线可知,随着冷却速率的降低,发生贝氏体相变的临界冷速为50℃/s,发生铁素体转变的临界冷速为0.5℃/s;由于钢中存在一定程度的偏析,以0.01~0.2℃/s的速率冷却时,奥氏体依次转变为铁素体和贝氏体,钢的组织不均匀;随着冷却速率的提高,钢的硬度从200 HV10提高至500 HV10。

Q245耐酸钢连续冷却转变分析

通过Gleeble-2000热模拟实验机测定了Q245耐酸钢在不同冷却速度下的过冷奥氏体连续冷却转变曲线,采用JMatPro软件模拟了连续冷却转变曲线,研究了冷却速度与组织和硬度之间的关系。结果表明:Q245耐酸钢加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度Ac1为728.5℃。

Cr5支撑辊材料过冷奥氏体连续冷却组织转变特征

采用热模拟试验机测试Cr5系支撑辊材料的热膨胀曲线,绘制支撑辊下限成分Cr5L和上限成分Cr5U试样的过冷奥氏体连续冷却组织转变(CCT)曲线,研究材料的组织转变特征和硬度变化规律。结果表明:与Cr5L试样相比,Cr5U试样具有更低的马氏体形成起始温度(Ms)和结束温度(Mf),分别为279,153℃;上限成分提高了钢的淬透性,马氏体(M)转变临界冷却速度由Cr5L试样的1.00℃/s下降到0.50℃/s。Cr5L和Cr5U试样过冷奥氏体(A’)连续冷却均发生珠光体(P)、贝氏体(B)和M转变,且P和B转变“C”曲线发生分离,具有双“C”曲线特征;Cr5L和Cr5U试样B转变分别形成B_(下)(B_(1))和B_(粒)(B_(2)),且Cr5U试样M组织中含质量分数约6%的软韧相残余奥氏体(Ar),故以大于B临界冷却速度冷却的Cr5U试样维度硬度值小于Cr5L试样。

82B高碳钢盘条连续冷却转变曲线的测定及其相变规律

采用GLEEBLE3800型热模拟试验机对82B高碳钢盘条进行连续冷却试验,利用光学显微镜及扫描电子显微镜对不同冷却速率的试样进行显微组织分析,绘制连续冷却转变曲线。结果表明:开始产生马氏体组织的临界冷却速率为5℃/s,冷却速率为0.5~5℃/s时,组织为珠光体和索氏体;通过性能对比发现,冷却速率为3℃/s时,82B高碳钢盘条的综合性能达到最佳。

低碳微合金管线钢过冷奥氏体连续冷却转变

利用膨胀法和差热分析法结合金相-硬度法,在Gleeble-1500热模拟机上测定一种低碳微合金管线钢以不同速度连续冷却时的膨胀曲线,结合DSC曲线和金相组织分析,确定该钢的临界温度及相变温度,获得该钢的连续冷却转变曲线(CCT图),研究该钢连续冷却时的奥氏体转变。研究结果表明:添加0.21%Mo起到抑制铁素体和珠光体作用,促进针状铁素体组织的形成,实验钢在5.0～20.0℃/s的较宽冷却速度范围内连续冷却都能得到需要的针状铁素体组织,表明低碳Mn-Nb-Mo微合金管线钢容易得到管线钢工程所需要的组织。

46MnVS5钢奥氏体连续冷却转变研究

为支撑46MnVS5非调质钢轧后控冷工艺的优化,及合理制定钢后热处理工艺,利用Gleeble3800热模拟机热膨胀法,结合组织及硬度检测分析,研究46MnVS5非调质钢过冷奥氏体连续冷却转变规律。试验测定了46MnVS5钢Ac1、Ac3、Ar1、Ar3平衡临界相变点温度,并测定了该钢种奥氏体连续冷却转变CCT曲线。结果表明,当冷速小于2℃/s时,组织转变为铁素体+珠光体;冷速≥2℃/s时,开始出现少量贝氏体和少量马氏体,组织转变为铁素体+珠光体+贝氏体+马氏体;冷速≥7℃/s时,主要转变为马氏体和贝氏体;冷速≥20℃/s时,组织转变为马氏体。通过研究,得到了不同冷速下46MnVS5钢奥氏体连续冷却转变规律,绘制了CCT曲线,为轧后控冷工艺优化提供试验数据支撑,同时支撑下游用户合理制定后续热加工冷却工艺。

连续冷却条件下半固态AZ91D镁合金组织及流变特性

在自行设计的Couette型同轴双桶流变仪上对半固态AZ91D镁合金浆料的流变性能以及组织进行了研究,结果表明:连续冷却条件下,连续搅拌半固态AZ91D镁合金浆料的表观粘度随固相分数的增大先缓慢而后迅速增大.此外,冷却速率和剪切速率也都显著影响半固态AZ91D镁合金浆料的表观粘度,降低冷却速率和增大剪切速率,都将导致表观粘度下降.显微组织观察表明,降低冷却速率和增大剪切速率都有利于固相颗粒形态向非枝晶形态转变,从而导致表观粘度的降低.

低碳低合金钢的连续冷却相变组织特征及其形成机制

利用Formastor-Digital全自动相变仪测定低碳Mn,Ni,Mo,Cr,V,Ti等低合金化钢的静态CCT曲线,结合光学显微镜、透射电镜、显微硬度法分析冷却速率对相变组织演变规律的影响。结果表明:当冷速为0.03℃/s时,相变组织为多边形铁素体(PF)+珠光体(P);冷速为0.06℃/s时,出现退化珠光体(PD);冷速为0.29℃/s时,出现针状铁素体(AF);冷速为1.7℃/s时,组织为粒状贝氏体(GB)+板条贝氏体(LB);冷速为42℃/s时,出现马氏体(M)。提出极低冷速下低碳钢中出现退化珠光体是由于多元低合金元素的耦合交互作用,引起碳活度的变化所致。针状铁素体在晶内形核并长大,对后续相变组织起到分割作用,利于细化组织。低碳钢中局部孪生马氏体的形成归因于淬透性元素聚集对钢局域相变切应力过大所致。

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℃．

高强度管线钢连续冷却转变研究

研究在管线钢中添加不同Mo含量以及控制冷却速度实现管线钢的组织优化。用Formast-F热膨胀仪测定实验钢的连续冷却转变曲线,用金相显微镜观察显微组织,分析了管线钢中Mo对连续冷却转变的影响规律。结果表明:添加Mo能够强烈抑制先共析铁素体和粒状贝氏体的形成,扩大形成下贝氏体的冷却速度范围;添加0.3%Mo元素能够最有效的细化晶粒。

28CrMnMoV钢过冷奥氏体连续冷却转变

利用Gleeble-3500热模拟机测量28CrMnMoV钢以不同速度连续冷却时的膨胀曲线,结合差热分析法和金相硬度法,确定临界点及相变温度点,绘制并分析和应用过冷奥氏体的连续冷却曲线（CCT图）,研究实验钢连续冷却时的奥氏体转变。研究结果表明：实验钢过冷奥氏体在高温区可能发生铁素体转变和珠光体转变,中温区可能发生贝氏体转变,低温区可能发生马氏体转变;当冷却速度为0.05~0.5℃/s时,转变产物为多边形铁素体、珠光体和少量贝氏体的混合组织;在1~5℃/s的冷却速度范围内,转变产物为贝氏体;当冷却速度大于5℃/s时,转变产物为马氏体;合金元素Cr,Mo,V有抑制奥氏体扩散分解的作用,以低于1℃/s的速度冷却才会有先共析铁素体和珠光体;锰质量分数较高对贝氏体转变有明显的促进作用,在0.05~10℃/s的较宽速度范围内连续冷却会发生贝氏体转变。根据测得的CCT图指导28CrMnMoV钢的分级控冷工艺,可在减小钢管淬火应力的同时,为V150油套管的高强韧性提供组织保障。

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。

基于焊接的UIC900A及U75V钢轨钢的连续冷却特性

模拟钢轨焊接及焊后热处理工况,采用热膨胀方法分别测定UIC900A及U75V钢轨钢的连续冷转变曲线(CCT曲线).通过对UIC900A及U75V钢轨钢连续冷却特性的分析和比较,结果表明:当模拟焊接的奥氏体化温度为1 300℃和冷却速度小于1.5℃·s-1时,这2种钢轨钢的组织均为珠光体,并且在正常情况下焊接后直接空冷也都不会出现马氏体组织,这时UIC900A和U75V钢轨钢的硬度分别达到329 HV和354 HV;当模拟焊后热处理的奥氏体化温度为900℃和冷却速度为0.5℃·s-1时,这2种钢轨钢的硬度均为300 HV左右.UIC900A钢轨钢可直接空冷,U75V钢轨钢则需用冷却速度为1～2℃·s-1的喷风软淬火,以使其硬度达到320～350 HV左右.

铌对高碳钢连续冷却过程中相变和珠光体片层间距的影响

通过Gleeble 1500型热模拟试验机和显微镜,研究了铌对高碳钢连续冷却过程中相变和珠光体片层间距的影响。结果表明:高碳钢中加入0.04%的铌后能使CCT曲线明显向右下方移动,降低了珠光体的相变温度;铌对珠光体晶核的长大速度具有双重影响,使得加入铌后珠光体晶核的平均长大速度不变,转变温度区间宽度变化不大;铌能通过增大高碳钢的过冷度来减小珠光体的片层间距。

含铌微合金低碳钢的连续冷却过程的相变

用Gleeble-1500热力模拟实验机研究了含铌微合金低碳钢在不同变形条件下连续冷却过程的相变规律,利用热膨胀法结合金相法建立了静态和动态的连续冷却转变曲线,分析了变形参数对组织的影响规律.研究表明,高温变形促进了珠光体相变,在950℃以上,变形温度的升高导致铁素体转变区减少;从贝氏体转变开始温度看,950℃变形促进了贝氏体相变;在相同变形温度下,随着变形量的增加,先共析铁素体的量增多,贝氏体量减少;在900℃以下变形促进了高温等轴铁素体的形成,抑制了贝氏体的相变.

9%Cr-1%Mo耐热钢焊缝金属连续冷却组织转变

利用Formastor-D全自动热膨胀记录仪测定了三种改进型 9%Cr- 1%Mo耐热钢焊缝金属的连续冷却组织转变相图 ,并用光学显微镜和透射电镜分析了各种冷却条件下的组织转变特点。结果表明 ,在很大的冷却范围内 ,三种焊缝金属的奥氏体均只发生马氏体转变 ,只有当冷速足够慢时才发生先共析铁素体转变和共析转变。其中 ,含合金元素较少的 2号焊缝金属具有最快的先共析铁素体形成冷速。研究发现 ,三种焊缝金属的奥氏体均形成板条马氏体并具有高位错密度的亚结构 ,马氏体中含有自回火产生的Fe3 C沉淀相 ,马氏体板条间有残余奥氏体的存在。先共析铁素体沿原始奥氏体晶粒边界生长 ,形成网状结构。珠光体中的碳化物为粗大的颗粒状M2 3 C6沉淀物。

奥氏体变形及其对连续冷却相变的影响

利用THERMECMASTOR-Z型热模拟实验机,研究了低碳Mn-Nb-Ti微合金钢在高温下的奥氏体变形及其在连续冷却过程中的相变特征,建立了一定变形条件下的动态CCT曲线。实验结果表明,该钢种再结晶温度为950～980℃。当总的变形程度相同时,在相同的冷却速度下,再结晶温度以下累积变形程度增加将对变形后组织的开始转变温度有一定影响。随着冷却速度的提高,相变温度下降。

高纯净微合金钢的连续冷却转变与组织细化

本文对实验室制备的高纯净微合金钢的连续冷却转变行为进行了实验研究，并和成分相近的工业钢X60作了比较，高纯净钢的O，S，P和H杂贸总和小于0．0061％（质量分数），S，P含量各比工业钢试样低一个数量级，研究表明高纯净度降低钢在连续冷却转变时α相的非均匀形核率，导致纯净钢的贝氏体转变温度明显降低；添加硼使A3温度提高并延缓铁索体生成，有利于贝氏体和马氏体生成；在奥氏体区900℃的变形提高纯净钢的贝氏体转变温度，高纯净钢均匀化处理后在一定冷速范围内连续冷却能够获得微米级尺寸的组织和较好的强化效果，而工业钢连续冷却时仅得到较粗大的板条状贝氏体与多边形铁素体的混合组织，因此，高纯净度可以改变钢中奥氏体分解的转变动力学特别是α相的形核动力学。

U75V钢的连续冷却相变行为

利用膨胀法结合金相分析在热模拟试验机上测定了U75V钢不同冷却速率下的连续冷却转变膨胀曲线,获得了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线);研究了冷却速率对钢组织及硬度的影响。结果表明:当冷速小于10℃.s-1时,转变产物主要以珠光体为主;当冷速增大到10℃.s-1时,得到屈氏体组织和马氏体组织;当冷速增大到10℃.s-1以上时,得到马氏体组织;试验钢的硬度随冷却速率的增加而增大。