热轧带钢冷却过程奥氏体相变与温度耦合模型

为精确模拟奥氏体相变行为,建立一种新的预测模型,该模型通过考虑潜热影响的板带轧后二维温度场将相变体积分数和温度联系起来进行耦合计算.冷却过程释放的潜热通过双亚点阵模型进行计算,计算结果通过在热分析仪STA449C上进行DSC实验验证.在相同的变形条件下,热模拟实验在Gleeble-3800热力模拟试验机上进行.相变与温度耦合模型的计算结果与连续冷却相变体积分数模型的计算结果相比更接近实测结果.研究结果表明:随着碳含量的增大,潜热释放量也明显的增大,当碳含量(质量分数)高于0.45%时,潜热释放量也趋于稳定;通过对计算结果和实测数据系统的比较,证明相变与温度耦合模型的优越性和精确性,耦合模型与现有模型相比,铁素体、珠光体和贝氏体的计算结果精确度最高分别提高24.77%,21.07%和31.85%.     

TRIP钢在连续冷却过程中的相变行为

与普通C-Mn不同,热轧生产TRIP钢需要着重考虑合金质量分数、冷却速率和剩余奥氏体碳浓度对相变行为的影响.以Avrami方程为基础,确定了热轧低碳Si-Mn系TRIP钢相变动力学模型参数,并定量地分析了不同w(Si)、变形量和冷却速率对热变形奥氏体相变的影响.应用该模型预测的CCT曲线与实测值符合得较好.计算结果表明,w(Si)或变形量增加都会促进铁素体相变,从而有利于剩余奥氏体中碳质量分数的增加.     

冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察

通过采用激光共聚焦扫描显微镜对AISI304奥氏体不锈钢的凝固过程进行了原位动态观察研究.发现当冷却速率为0.05℃.s-1时,奥氏体不锈钢以胞状晶方式凝固,其凝固模式为FA模式,即δ铁素体相先从液相中形核并长大,γ相在1 448.9℃时通过与液相发生包晶反应（L＋δ→γ）在δ铁素体相界形成,当温度降到1 431.3℃时液相消失,δ铁素体相通过固态相变转变为γ相,富Cr贫Ni的残留铁素体位于胞状晶之间.当冷却速率为3.0℃.s-1时,奥氏体不锈钢以枝晶方式生长,冷却到1346.4℃时包晶反应在液相与δ铁素体相界之间进行,其残留铁素体位于枝晶干,与冷却速率为0.05℃.s-1时相比,其残留铁素体的数量增多,残留铁素体富Cr贫Ni的程度减轻.     

两种贝氏体塑料模具钢的相变与残余奥氏体

将两种塑料模具钢FT600 和FT600mod 奥氏体化后, 以连续冷却或等温方式, 获得贝氏体组织. 随后分别在350, 580, 700 °C下进行回火, 研究了Si, Mn元素微调后贝氏体组织及残余奥氏体转变情况. 对两种贝氏体钢在不同热处理工艺下的宏观硬度、残余奥氏体含量、微观组织进行了表征及分析. 研究结果表明, 在FT600 钢的基础上降Si 增Mn 得到了FT600mod 钢, 其贝氏体转变后的残余奥氏体含量大幅降低; FT600 钢中的残余奥氏体在不同温度下回火, 其转变机制不同; FT600mod钢中的残余奥氏体含量较少, 组织稳定, 更适用于非调质工艺处理.     

亚快速凝固高强度微合金钢再加热和冷却过程中的奥氏体生长和贝氏体转变动力学研究

首先,采用薄带连铸热模拟技术制备了具有亚快速凝固特征的高强微合金钢样品。然后利用共聚焦激光扫描显微镜(CLSM)原位观察了样品在再加热和冷却过程中奥氏体晶粒等温长大过程和后续的贝氏体转变过程。结果表明,亚快速凝固微合金钢中的奥氏体长大过程与再加热温度关系紧密;在高温区(1000℃以上)和低温区(1000℃以下),奥氏体晶粒生长活化能分别为538.0 kJ/mol和693.2 kJ/mol。并据此建立了基于亚快速凝固微合金钢的奥氏体等温长大动力学模型,经过验证,该模型能很好地预测奥氏体晶粒在保温过程的尺寸变化规律。研究还发现,在较低温度下保温时生成的细小且弥散的析出相能够有效地阻碍奥氏体晶粒生长。此外,还原位观察了不同保温温度下（保温时间1800s）的亚快速凝固微合金钢在冷却过程中的贝氏体相变行为。研究了不同形核位置和不同原奥晶粒尺寸对贝氏体板条生长的影响。结果表明,贝氏体板条的生长速率不仅与成核位置有关,而且与原奥尺寸密切相关。     

焊接热循环对5Mn钢连续冷却过程中马氏体相变的影响

利用热模拟试验测定海洋平台用5Mn钢在不同焊接热循环下的热膨胀曲线,结合显微组织观察,分析峰值温度和冷却速率对5Mn钢连续冷却过程中马氏体相变行为的影响。结果表明,在不同的焊接热循环下,5Mn钢室温组织均以板条马氏体为主;峰值温度为1320℃和850℃时的马氏体相变开始温度Ms的变化范围分别为371~395℃和397~423℃,且相同冷却速率下,峰值温度为850℃时的Ms高于峰值温度为1320℃时的Ms;此外,5Mn钢马氏体相变速率随着冷却速率的增大而增大,在相同冷速下,峰值温度为850℃时的马氏体相变速率大于峰值温度为1320℃时的相应值。     

20CrNi2MoV钢连续冷却过程中的相变行为

利用热力模拟试验机研究了20CrNi2MoV钢在变形和未变形条件下的连续冷却相变行为及微观组织演变规律,绘制了该实验钢静态和动态连续冷却转变(CCT)曲线,分析了合金元素、冷却速度和变形条件等对其连续冷却相变行为的影响。结果表明:20CrNi2MoV钢中Cr、Ni、Mo等合金元素使得过冷奥氏体稳定性增强,贝氏体相变可以在较宽的中温转变温度区间发生;随着冷却速度的增加,20CrNi2MoV钢的铁素体相变温度下降,铁素体扩散型相变受到抑制,贝氏体中温区相变得到加强;变形使得20CrNi2MoV钢CCT曲线的铁素体和珠光体转变线明显左移,并且由于变形作用,贝氏体相变温度提高。     

相变冷却技术在红山嘴电厂的研究与应用

利用特殊工质液相、气相相互转化吸收和散发热量的物理特性,建立一种新的水电站自循环冷却方式,替代传统水电站常规冷却水系统,使水轮发电机组定转子温度和各导轴承温度控制在规定范围内,降低水电站厂用电率,提高水电站冷却系统工作可靠性。     

温度应力对低碳微合金钢连续冷却过程中相变塑性的影响

通过热模拟单轴载荷拉伸/压缩试验,研究了连续冷却过程中温度应力对低碳微合金钢700L相变塑性和相变动力学的影响。结果表明,在1/2奥氏体屈服强度的应力范围内,700L钢的相变塑性应变与温度应力呈线性关系,对应相变塑性参数k为1.357×10~(-4);整体而言,压应力对700L钢相变塑性的作用效果强于拉应力。连续冷却过程中,外加载荷明显降低了700L钢奥氏体向铁素体转变开始温度,延缓了铁素体相变进程,缩短了相变完成所需时间,并且拉应力作用对700L钢铁素体转变动力学的影响效果更显著。     

热轧带钢层流冷却过程中温度与相变耦合预测模型

建立了温度与相变耦合有限元模型,对带钢轧后冷却过程中带钢厚度和宽度方向的温度场进行了模拟计算.建模过程中,考虑带钢的各金相组织的密度、导热系数、比热容等物性参数为温度的函数,取各相的线性平均值用于计算.根据连续等温转变实验曲线,采用Avrami方程和Scheil可加性法则计算带钢相变潜热,实现温度和相变耦合求解.计算结果表明,带钢经过层流冷却后,沿厚度方向存在着一定的温差,带钢温度沿宽度方向分布不均匀,和现场实测结果吻合.     

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.     

汽车用钢连铸坯的高温力学性能

运用经典热模拟的方法研究石钢电炉生产汽车用钢的连铸坯高温力学性能,获得了五个钢种热塑性曲线和强度曲线.针对不同方向铸坯取样的结果与其他研究结果作了对比.运用扫描电镜对试样拉断后的断口形貌进行观察,得出了相应钢在各温度区域的断裂机理.讨论了连铸坯质量与高温力学性能的关系.     

连铸异型坯凝固过程的数值模拟

为了解决连铸异形坯的表面及内部裂纹问题,以实测异形坯连铸工艺参数作边界条件,采用有限元方法,利用ANSYS商业软件对铸坯的凝固发展过程进行了数值模拟,模拟结果与实测铸坯表面温度吻合.计算结果表明,对于SS400异型坯,在当前的工艺条件下,仅有圆角处的表面温度在二冷区中前段,温度处于高温塑性区,铸坯的其他部位表面温度均落在相应钢种的低温脆性区.因此二冷区可以进一步采用弱冷方式,使异型坯在二冷段和矫直辊前的表面温度处于高温塑性区.     

TSCR生产IF钢相变及组织演变规律研究

采用热模拟方法研究了薄板坯连铸连轧工艺生产无间隙原子钢的动态及静态相变规律,绘制其动态与静态连续冷却转变曲线;并比较分析薄板坯连铸连轧工艺下无间隙原子钢在变形及不变形条件下的相变温度及组织演变规律。     

临界间退火对低合金TRIP钢奥氏体等温转变动力学的影响

用膨胀法及金相法研究了20Mn2SiMoV钢经780℃界间退火后奥氏体在600-650℃以及320-450℃温度区间的等温转变动力学。结果表明，经780℃不完全奥氏体化，过冷奥氏体的稳定性增强，奥氏体分解的高温转变和中温转变孕育期与完成时间都延长，而且高温转变区和中温转变区明显分开，贝氏体区奥氏体转变具有不完全性。临界间退火后过冷奥氏体的高温转变产物为铁素体与珠光体，中温转变产物为铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体的混合组织。     

低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变

通过对低碳Mo-Cu-Nb-B系微合金钢进行连续冷却和等温实验,发现低碳Mo-Cu-Nb-B系微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区等温,能发生针状铁素体转变.非再结晶区变形奥氏体连续冷却时虽然能得到各类低碳贝氏体组织,但各类组织特别是针状铁素体的份额却不能有效控制.通过分阶段冷却,可以控制得到针状铁素体和板条贝氏复相组织.利用针状组织分割原奥氏体晶粒能细化组织,达到优化高强度低碳微合金钢的力学性能目的.     

送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响

连铸坯下线至加热炉的温度制度及其表层组织演变与热送或粗轧裂纹密切相关.基于热模拟实验分析了送装工艺对奥氏体转变特征和再加热晶粒尺寸的影响.高温共聚焦激光扫描显微镜原位观察表明,含Nb J55钢在双相区700℃热装时,组织为晶界膜状先共析铁素体、魏氏体和大量残留奥氏体,再加热至1200℃,奥氏体晶粒大小、位置都不变;单相区600℃温装时,组织为大量铁素体+珠光体,再加热至1200℃时,奥氏体晶粒明显细化.马弗炉模拟SS400钢双相区不同热装温度发现,铁素体转变量至少达70%时才可细化再加热后的奥氏体晶粒.在临界转变量以上,基体中铁素体转变量越多晶粒细化程度越明显.     

Al对热挤压模具钢 SDAH13连续冷却转变规律的影响

采用热膨胀仪测定Al质量分数分别为0.77%和1.43%以及无Al的热挤压模具钢SDAH13的连续冷却转变曲线,并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析Al元素对SDAH13钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响.结果表明：Al元素显著提高SDAH13钢的Ac1、Ac3和Ms点,降低淬火残留奥氏体含量,同时扩大铁素体及奥氏体两相区.在1060℃奥氏体化温度下,Al元素对SDAH13钢贝氏体相变的临界冷速(0.30℃·s-1)无明显影响,但使贝氏体相区变宽,Al质量分数分别为0.77%和1.43%的SDAH13钢的珠光体相变的临界冷速(0.05℃·s-1和0.3℃·s-1)均高于无Al的SDAH13钢的临界冷速(0.02℃·s-1),且Al质量分数为1.43%的SDAH13钢在0.02~0.08℃·s-1冷速下出现先共析铁素体组织. Al的加入还使SDAH13钢淬火硬度有所降低.