1000 MPa 级冷轧双相钢奥氏体的等时相变动力学

在DIL 805A膨胀仪上测定了1000 MPa级冷轧双相钢在连续加热过程中的热膨胀曲线.根据杠杆定律得到的奥氏体体积分数的计算值与定量金相测量值符合较好.奥氏体的等时相变动力学可以很好地由JMAK形式的方程描述.文中还分析了冷轧压下率和加热速度对奥氏体等时相变动力学的影响,探讨了连续加热奥氏体相变过程中相界面的平衡状态.     

一种铁素体-奥氏体相变动力学模型

基于混合模型及吉布斯能量平衡模型思想,建立了一种简单的吉布斯能量平衡模型,应用于Fe-C-Mn低碳钢在780℃两相区等温过程中的铁素体向奥氏体相变模拟,并分析了三种吉布斯自由能、有效晶粒尺寸、元素分布等对相变的影响.结果表明,有效晶粒尺寸及界面迁移率影响相变速率,但对最终奥氏体体积分数无影响;相变过程中相界面处锰元素的富集导致的能量耗散同时降低了相变速率及最终奥氏体体积分数.对模拟结果进行实验验证,表明模拟结果与实验结果吻合良好.     

等温处理过程热轧TRlP钢残余奥氏体的分解行为

以低Si含Al热轧TRIP钢为研究对象,采用扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪和拉伸实验等实验方法,研究了贝氏体区等温处理过程中残余奥氏体的分解行为.结果表明:在不同的等温温度下,随着等温时间的增加,残余奥氏体逐渐分解为铁素体和碳化物,随着等温温度的升高,残余奥氏体发生分解所需要的时间减少;实验钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积在不同的等温温度下,随着等温时间的增加呈现不断降低的变化趋势;在不同的等温处理工艺下,残余奥氏体的体积分数呈现降低的趋势,而碳含量没有明显的变化.     

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.     

1000 MPa级冷轧双相钢奥氏体的等时相变动力学

在DIL 805A膨胀仪上测定了1000 MPa级冷轧双相钢在连续加热过程中的热膨胀曲线.根据杠杆定律得到的奥氏体体积分数的计算值与定量金相测量值符合较好.奥氏体的等时相变动力学可以很好地由JMAK形式的方程描述.文中还分析了冷轧压下率和加热速度对奥氏体等时相变动力学的影响,探讨了连续加热奥氏体相变过程中相界面的平衡状态.     

热轧船板钢时奥氏体相变的规律

通过对现场轧制工艺的模拟，借助热加工模拟试验机研究了变形量。变形温度及变形后的冷却速度，对一般强度船板钢变形奥氏体向铁素体和珠光体转变的影响。实验结果表明：增加变形量，降低变形温度，减缓冷却速度可在不同程度上促进奥氏体向铁素体和珠光体的转变。     

形变奥氏体→铁素体转变的动力学研究

基于相变动力学和热力学原理，并根据Schieil叠加原理和热膨胀实验结果，建立了形变奥氏体(γ)→铁素体(α)连续冷却相变动力学行为的预测模型，将其应用于形变奥氏体后的控制冷却过程，可以计算出铁素体相变开始温度以及室温组织中的体积分数等参数．该方法的计算模拟结果与实测结果吻合很好，表明这种理论的计算方法是可行的．     

（α＋γ）相区奥氏体→铁素体相变动力学的研究

本文通过试验，研究了４５钢（α＋γ）相区（Ａｃ１～Ａｃ３之间）奥氏体→铁素体等温转变铁素体体积分数ｆｖ随等温时间ｔ变化的规律，结果表明ｌｏｇｌｏｇ（１－ｆｖ）（－１）—ｌｏｇｔ关系并不严格遵循Ａｖｒａｍｉ方程，而是呈两段直线状。     

加工硬化奥氏体→先共析铁素体相变动力学及机制

试验研究了Ｃ－Ｍｎ钢加工硬化奥氏体→先共析铁素体等温转变规律，结果发现，加工硬化使相变孕育期缩短的主要原因在于铁素体在奥低体晶界处成核能力的提高，ｌｎｌｎ（１／１－ＸＦ）与ｌｎｔ之间的关系为二段直线，本文对形核自由能变化和显微组织演变进行了分析，并给出了合理的解释。     

铸态40Cr2MoNiV钢的过冷奥氏体等温转变及其特点

本文介绍了采用金相法研究铸态40Cr2MoNiV钢的过冷奥氏体等温转变产物的显微形貌,测定了TTT曲线,并对铸态钢TTT曲线的特点进行了讨论。     

冷轧低碳钢快速加热过程中的相变规律

以两种不同成分冷轧低碳钢为研究对象,利用Gleeble-3800热/力模拟实验机,研究了冷轧低碳钢在快速加热条件下,加热速度、化学成分对加热过程中相变规律的影响及连续加热过程中奥氏体晶粒尺寸的演变.研究结果表明,随着加热速度的增加(5~500℃/s),实验钢相变点的升高趋势先快后慢,100℃/s为转折点.在连续加热过程中存在奥氏体晶粒异常长大的温度转折点,为1 050℃;在850~950℃范围内,奥氏体平均晶粒尺寸均小于5μm;添加微合金元素有利于细化奥氏体晶粒.研究结果为利用快速加热、短时保温的方法获得冷轧超细晶钢提供了参考依据.     

AISI 4340钢马氏体相变的研究

采用膨胀法对AISI 4340钢在900~1 150℃几种不同温度下进行奥氏体化,以得到不同的奥氏体晶粒度(AGS),然后快速冷却到室温,得到马氏体组织.实验结果表明:奥氏体晶粒度和晶界析出相对马氏体相变动力学,尤其是马氏体转变温度(tms)产生很大影响.总的趋势是AGS越大,tms越高.在不同的奥氏体化温度段,会有不同的C,N化合物析出,对马氏体形核产生影响.在奥氏体化温度低于1 000℃时,AGS增大,tms快速增加.其原因主要是由于AlN等晶界析出相对马氏体形核的促进作用.在奥氏体化温度高于1 050℃时,tms随AGS增大而升高,这是因为TiC等溶解温度较高的化合物在晶界析出对马氏体形...     

奥氏体变形对耐候钢相变行为及显微组织的影响

在MMS-100热力模拟实验机上采用热膨胀法结合硬度测试,对耐候钢进行了未变形和变形后的连续冷却的实验研究,建立了未变形和变形奥氏体的CCT曲线.利用光学显微镜、扫描电镜分析研究了冷却速度、变形条件对显微组织的影响.实验结果表明,从未变形到变形的过程,多边形铁素体相变开始温度升高,相变区左移,获得铁素体加珠光体混合组织的临界冷速增大.变形奥氏体的位错缠结抑制贝氏体长大,从而细化转变后的显微组织.     

一种Mn-Al系TRIP钢的临界区奥氏体稳定化研究

利用实验室MMS-200热模拟试验机对Fe-0.2C-7Mn-3Al钢的临界区奥氏体稳定化行为进行研究.通过SEM,EPMA,TEM和XRD等手段观察并分析了实验钢的微观组织演变以及C和Mn元素的配分过程.实验结果表明,不同的临界区退火温度下,实验钢中均存在25%~30%左右的粗大压扁状δ铁素体.随着退火温度的升高,微观组织中残余奥氏体的含量先增加后减小,体积分数为10.2%~32.5%,残余奥氏体与临界区铁素体呈板条状相间分布,板条宽度约200~300 nm.最佳的临界区退火温度为750℃.C,Mn,Al元素的协同作用促进了临界区奥氏体的稳定化,使得实验钢能够在较短的时间内完成有效的配分.     

ZrO2纳米粒子相结构与等温转变动力学研究

利用ＤＥＬＴＡ－ＤＳＣ７差示扫描量热仪对ＺｒＯ＿２纳米超微粉进行等温分析测试研究，发现ＺｒＯ＿２纳米粒子在２４０℃等温发生明显的放热转变。     

高氮奥氏体晶界处中温分解研究

利用SEM和TEM研究了高氨奥氏体225℃等温过程中原奥氏体晶界区域的分解现象。结果表明，高氮奥氏体晶界附近的分解产物与晶内截然不，形成α-Fe γ’-Fe4N两相组织。α-Fe相与γ’-Fe4N片条与原奥氏体晶界具有多种位相关系，相互间隔分布，并由更为细小的亚片条组成。高氮奥氏体晶界分解区的组织与贝氏体有相似之处，但也有一定的区别。