50CrVA钢奥氏体晶粒粗化行为的研究

本文研究了50CrVA钢在不同加热温度和不同保温时间下的奥氏体晶粒长大规律。试验结果表明，50CrVA钢在950℃之前奥氏体化晶粒长大速率缓慢；超过950℃以后晶粒长大速率明显加快。利用Arrhehius公式求得了该钢的奥氏体晶粒临界粗化温度（Tc）约为950℃．最后，对此钢的热处理工艺提出了建议。     

工程机械用960MPa级调质钢板的淬火工艺研究

以屈服强度960MPa级高强调质钢板开发为目标,研究了淬火热处理制度对试验钢显微结构及力学性能的影响.结果表明:再加热淬火温度及保温时间决定了合金元素的溶解分布状态以及原奥氏体晶粒尺寸,最终影响了试验钢的综合力学性能,当淬火温度为900℃,保温15～25 min左右时试验钢具有优良的性能,即屈服强度Rp0.2=1110...     

低碳中锰热轧TRIP钢退火工艺及组织演变

研究了第三代高强度高塑性TRIP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律.热轧后形成的原始马氏体与临界退火时形成的残余奥氏体使TRIP钢具有良好的强度和塑性.结果表明:实验用钢可获得1000MPa以上的抗拉强度和30%以上的断后延伸率,且强塑积30 GPa.%;退火温度和保温时间对钢的力学性能具有显著影响,热轧TRIP钢临界退火温度为630℃,保温时间18 h时,实验用钢能获得最佳的综合力学性能.     

780MPa级热镀锌用TRIP钢退火工艺及组织演变

研究了热镀锌用高强TRIP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律. 结果表明:实验用钢可获得780.00MPa以上的抗拉强度和24.00%以上的断后延伸率;两相区加热温度和贝氏体保温时间对钢的力学性能具有显著影响,两相区加热温度为850℃,贝氏体保温时间为30s时,实验用钢能获得最佳的综合力学性能;在贝氏体中温相变后,仍有部分亚稳奥氏体(碳含量较低)在后续冷却过程中发生马氏体相变,从而导致钢退火后的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成.     

机车车轮用钢奥氏体晶粒的长大行为

采用金相显微镜和截距法,对不同加热温度和保温时间下机车车轮用钢的奥氏体晶粒长大行为进行研究,分析加热温度和保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响,应用简单动力学模型对奥氏体晶粒的长大过程进行分析,同时研究钢中第二相粒子变化对奥氏体晶粒长大的影响.随着加热温度的升高和保温时间的延长,奥氏体晶粒尺寸明显增加,加热温度对晶粒的长大影响更明显.奥氏体晶粒长大的动力学时间指数随着温度升高而增加且其值均接近理论值0.5;奥氏体晶粒长大和钢中第二相粒子AlN体积分数和尺寸的变化呈明显的相关性.     

奥氏体化温度对低碳铬钼镍轴承钢晶粒尺寸、碳化物及韧性的影响规律

为了探究低碳铬钼镍轴承钢在不同热处理工艺下组织和韧性的变化规律,对其进行奥氏体等温保温实验,研究了加热温度、保温时间对低碳铬钼镍轴承钢奥氏体晶粒尺寸、碳化物和冲击功的影响。结果表明:奥氏体化温度≤1 070℃时,钢中碳化物溶解不明显,碳化物面积占比为1.93%,奥氏体晶粒长大不明显,平均晶粒尺寸为49μm,冲击功>50 J;奥氏体化温度≥1 080℃时,碳化物面积占比为1.23%,1 090℃时碳化物面积占比为0.16%,碳化物大量溶解,产生解钉效应,奥氏体晶粒明显长大,冲击功大幅下降,低于30 J;保温时间大于45 min时,晶粒尺寸趋于稳定。根据实验结果得出试验钢在1 050～1 090℃加热并保温15～60 min的晶粒长大模型,可为该钢种热处理工艺的设计提供理论依据。     

不同热处理工艺下H13钢组织性能的变化

文章通过热处理工艺参数的变化研究了H13钢组织结构及力学性能的变化规律.试验结果表明,H13钢经过1050℃淬火、600℃2次回火后获得良好的力学性能,伸长率达到7.55%左右,抗拉强度达到1340 MPa;淬火温度高于1080℃后,奥氏体晶粒明显长大,淬火冷却后晶粒不均匀;回火次数2次最佳.     

核电用SA508-3钢的奥氏体晶粒生长过程模拟

将核电用SA508-3钢试样分别在温度900~1 250°C下加热0~300min进行奥氏体化热处理,测量处理后的奥氏体晶粒直径,对奥氏体晶粒的生长规律进行研究,同时,通过回归实验数据建立了描述晶粒生长过程的动力学模型.结果表明:奥氏体晶粒直径随加热温度升高而呈现出抛物线形状的变化特征;随着保温时间的延长,其变化规律趋近于双曲线形状;当加热温度为900~1 050°C时,奥氏体晶粒的生长速度较慢;当加热温度在1 050~1 250°C时,奥氏体晶粒的生长速度显著增大;所建数学模型的计算值与实验结果较吻合,能够反映不同温度下的晶粒生长规律.     

低碳马氏体钢的细晶强化机理及其力学性能

对不同热处理条件下获得的低碳马氏体钢的微观组织及力学性能进行了系统的研究.实验结果表明,盐浴淬火热处理可以实现样品的快速、均匀加热,与常规的热处理条件相比,由于加热速度快、保温时间短,在材料完全奥氏体化初期或接近完全奥氏体化情况下,奥氏体晶粒还未长大,通过淬火得到较为细小的马氏体组织,可以获得力学性能优良的马氏体钢.通过优化的热处理参数可以将材料的抗拉强度和延伸率均提高10%以上.其中盐浴淬火在930℃×20s工艺下,抗拉强度达到1488GPa,延伸率为76%.     

保温时间和冷却方式对 Fe--28 Mn--2.8 Si--2.2 Al--TWIP钢组织和力学性能的影响

通过光学显微镜和电子背散射衍射技术研究了1000益退火温度下保温时间和冷却方式对Fe-28Mn-2.8Si-2.2Al-TWIP钢组织和性能的影响.结果表明：当保温时间为5、10和20 min时,随着保温时间的延长,奥氏体晶粒迅速长大,同时退火孪晶在晶粒内部变长、增厚,抗拉强度和屈服强度同时下降,但是延伸率变化不大.对比水冷和空冷两种冷却方式,水冷更有利于TWIP钢获得良好的力学性能,同时冷却速度对晶粒和取向有一定的影响.     

Fe-11Mn-4Al-02C钢的应变硬化行为

采用淬火-回火的新工艺，使冷轧实验钢Fe-11Mn在700~800℃淬火后得到铁素体和奥氏体的双相组织.通过拉伸实验可得实验钢抗拉强度达到920~1150MPa，延伸率达到35%~65%.通过XRD对试样拉伸变形前后的组织进行了分析，表明实验钢在拉伸过程中发生了TRIP效应.通过分析冷轧实验钢拉伸过程中的应变硬化行为，证明了合适的铁素体数量和奥氏体晶粒尺寸使奥氏体发生TRIP效应的时机最佳，从而得到优良的力学性能.     

加热工艺对Nb-Ti微合金化高强钢的影响

采用金相显微镜、透射电镜(TEM)以及电解分析等仪器和方法对不同加热工艺下,含Nb钢、含Ti钢以及Nb-Ti钢的奥氏体晶粒粒径长大规律和第二相固溶规律进行研究。研究结果表明:随着加热温度增加或保温时间延长,奥氏体晶粒粒径逐渐增大,钢中第二相析出物数量减少、粒径增大;在相同加热工艺下,Nb-Ti钢的奥氏体晶粒粒径比含Ti钢和含Nb钢的小;加热至1 200℃时含Nb钢中Nb基本全部固溶,而当加热温度升至1 300℃时,含Ti钢中仍有TiN无法固溶。Nb-Ti的复合添加使Nb元素的全固溶温度从1 200℃提高至1 250℃;当加热温度为1 150℃和1 200℃时,细小的第二相粒子Ti C和NbC的固溶是造成该温度区间奥氏体晶粒粒径显著增加的主要原因。     

热镀锌工艺对无Si含P的TRIP钢力学性能影响

利用光学显微镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验等方法,分析测试了热镀锌工艺对无Si含P的TRIP钢力学性能和微观组织的影响.结果表明:实验用钢可获得780 MPa以上的抗拉强度和24%以上的断后延伸率.在热镀锌工艺中,两相区加热温度和贝氏体等温温度对钢的力学性能影响较小,而贝氏体等温时间的影响最为显著.当贝氏体等温时间由20 s增加到60 s时,实验用钢的屈服强度上升了65 MPa,抗拉强度下降了45 MPa,延伸率大幅度增加,从23.01%增加到27.56%,出现最佳的综合力学性能.无Si含P热镀锌TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成,随着贝氏体等温时间的减少,钢中残余奥氏体含量和稳定性降低,相应地,马氏体含量明显增加,实验用钢从典型的TRIP钢力学特征慢慢转变为与双相钢相似的力学特征.     

汽车用高强度Q&P钢的组织与力学性能

研究了0.21C--1.43Si--1.35Mn钢在两相区及完全奥氏体区采用QP(Quenching and Partitioning)工艺加热后的微观组织与力学性能.结果表明:两相区加热可获得马氏体、残余奥氏体和铁素体组织,钢的抗拉强度为1 013 MPa,延伸率为25%,强塑积为25 655 MPa.%;完全奥氏体区加热可获得马氏体和残余奥氏体组织,钢的抗拉强度为1 257 MPa,延伸率为17%,强塑积为21 454 MPa.%;QP钢中的马氏体主要为板条状,伴有大量位错,并且发现有少量孪晶马氏体,分析认为由配分过程后的淬火过程转变而来;通过QP工艺可得到体积分数高达10.67%的残余奥氏体,分布在板条马氏体间,呈薄膜状.     

析出强化与孪晶强化在Fe--24 Mn--3 Si--3 Al TWIP钢退火过程中的作用机制

对Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢在不同退火工艺下进行力学性能测试,采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和透射电子显微镜(TEM)观察钢的微观组织形貌.结果表明:随着退火温度和保温时间的变化,TWIP钢的力学性能并不符合常规的单调上升或下降的规律,而在退火温度为800℃、保温10 min和退火温度为900℃、保温20 min时发生波动.退火温度为800℃、保温10min条件下,钢的主要强化机制为析出强化,析出相(Fe,Mn)23C6的增多导致屈服和抗拉强度升高;退火温度为900℃、保温20 min条件下,钢中的析出相并未有明显的变化,而二次孪晶的产生及孪晶相互交割成为抗拉强度增加的主导因素.     

热处理工艺对9315钢力学性能的影响

利用Baehr DIL805A高精度差分膨胀仪测出奥氏体膨胀曲线,研究了奥氏体化温度、时间和回火温度对9315钢力学性能的影响规律,从而确定9315钢的热处理工艺.结果表明:9315试验钢的奥氏体开始转变温度Ac1和终了温度Ac3,分别为700℃和800℃.随着奥氏体化温度升高,抗拉强度变化是先升高后降低,而冲击韧性与此相反.当奥氏体化温度为800～820℃,保温时间2 h,回火温度为200℃时,9315钢可以获得良好的综合力学性能.     

热处理工艺对NM600耐磨钢板组织性能的影响

为了提高NM600耐磨钢应用于恶劣工况下的耐磨性能,通过正交试验研究各热处理参数,包括淬火温度、淬火保温时间、回火温度、回火保温时间等,对于试验钢组织性能的影响。结果表明,回火温度是抗拉强度、屈服强度、冲击功、布氏硬度最主要的影响因素。随着回火温度升高,伸长率先小幅上升再缓慢下降,抗拉强度、屈服强度、冲击功和布氏硬度均呈下降趋势。试验钢热处理后的微观组织主要是板条马氏体、还有少量的残余奥氏体和碳化物。确定了最佳热处理工艺为:在860℃淬火保温30 min,200℃回火保温60 min。所获得的最优工艺性能为:抗拉强度1 956.2 MPa、屈服强度1 566.7 MPa、伸长率12.7%、-20℃冲击功19.2 J、布氏硬度576.5 HB。     

DP590级双相钢奥氏体晶粒长大模型

通过改变保温温度和保温时间研究了DP590级双相钢奥氏体晶粒长大行为,并探讨了加热速率对各温度下初始晶粒尺寸的影响规律.初始晶粒尺寸随着加热速率增加而不断降低,并最终趋于定值;奥氏体晶粒尺寸随保温时间的延长不断增大并最终趋于不变.采用Sellars晶粒长大模型对实验数据进行拟合,为避免处理方法不同造成的处理结果偏差,提出了一种新的实验数据处理方法,并建立了双相钢初始晶粒尺寸模型和晶粒长大模型.所得模型参数更加合理可靠,计算结果与实验结果吻合很好.     

不同工艺下低碳马氏体钢的组织与力学性能

研究了淬火温度和保温时间对低碳马氏体钢组织、抗拉强度和屈服强度的影响.结果表明,淬火温度和保温时间对试样的组织和力学性能影响显著;在890℃下保温70和210s淬火试样的组织主要为板条状马氏体和块状铁素体;在920和950℃下保温210s淬火,其组织为板条状全马氏体;在920℃下保温70~210s淬火试样具有良好的力学性能.     

新一代热轧TRIP钢的研究

对热轧后等温淬火的热轧Si-Mn TRIP钢进行了研究,通过对该钢的组织性能检测,讨论了其相变诱发塑性(TRIP)机制.结果表明:热轧Si-Mn TRIP钢中发生了残余奥氏体的应变诱导马氏体相变,表现出抗拉强度和总延伸率的良好配合.残余奥氏体的稳定性随等温保温时间的增加而增加,进一步增加等温时间则又使残余奥氏体稳定性降低.等温25 min时力学性能最佳,抗拉强度、总延伸率和强韧性平衡分别达到了774 MPa,33%和25 542 MPa%的最高值.