热变形奥氏体先共析铁素体的热力学计算

用超组元模型为热力学基础，计算了35CrMo结构钢合金形奥氏体→铁素体转变的亚稳碳摩尔分数xC^α/γ和xC^γ/α以及先共析铁素体析出驱动力△Gγ→α γ′，并讨论了不同的形变温度和形变速率对亚稳碳浓度和先共析铁素体析出驱动力的影响．未变形钢的先共析铁素体热力学平衡温度Ae3的计算值与实测值基本符合．分析了γ相热变形对Ae3的影响．     

Fe-C-X系合金针状铁素体在奥氏体贫碳区先共析转变的热力学分析

针状铁素体组织强度高、韧性好,基于氧化物夹杂形核,有很强的自身细化晶粒的能力,获得大量超细针状铁素体组织是超级钢研究的主要发展方向.建立了Fe-C-X系合金针状铁素体在奥氏体贫碳区先共析转变的热力学模型,并对Q235钢进行了数值模拟.结果表明,针状铁素体在实际相变开始温度(约923 K)的相变驱动力(绝对值)为450～740 J/mol,而且随着贫碳区碳含量的减少而增加.该模型可获得比以往扩散模型更大的相变驱动力,从热力学角度来讲,针状铁素体在奥氏体贫碳区很可能具有先共析转变的相变过程.     

Fe-C-X系合金针状铁素体在奥氏体贫碳区先共析转变的热力学分析

针状铁素体组织强度高、韧性好，基于氧化物夹杂形核，有很强的自身细化晶粒的能力，获得大量超细针状铁素体组织是超级钢研究的主要发展方向。建立了Fe—C-X系合金针状铁素体在奥氏体贫碳区先共析转变的热力学模型，并对Q235钢进行了数值模拟。结果表明，针状铁素体在实际相变开始温度（约923K）的相变驱动力（绝对值）为450-740J／mol，而且随着贫碳区碳含量的减少而增加。该模型可获得比以往扩散模型更大的相变驱动力，从热力学角度来讲，针状铁素体在奥氏体贫碳区很可能具有先共析转变的相变过程。     

18Mn18Cr高氮钢析出相特征及形成机制

通过金相显微镜、扫描电镜、电子探针显微分析、透射电镜及热力学计算软件研究C和N含量对铸态及时效态18Mn18Cr高氮钢析出相特征及形成机制的影响.研究发现在铸态,随C/N质量比降低,析出相依次为Cr23C6相、σ相和Cr2N相.增加C或N含量可分别促进Cr23C6相和Cr2N相析出.C和N含量影响实验钢凝固模式及不稳定铁素体相共析分解产物.18Mn18Cr0.44N钢凝固模式为AF模式,不稳定铁素体相共析分解反应为δ→σ+γ2(0.025%C)和δ→γ2+Cr23(CxNy)6(x/y>1)(0.16%C);18Mn18Cr0.72N钢凝固模式为A模式,晶界处存在少量颗粒状Cr2N相.在固溶时效态,实验钢仅析出片层状的Cr2N0.39C0.61相.随C+N含量增加,片层状析出相体积分数和片层间隙增加,析出孕育时间减少.     

热变形温度对先共析铁素体等温转变动力学的影响

试验研究了一种Cr－Mn－Mo－B低碳低合金高强钢奥氏作热变形温度对相变前奥氏体组织状态及对先共析铁素体等温转变动力学的影响，结果表明，随着奥氏体热变形温度的降低，相变前奥氏体晶粒减小，并且先共析铁素体等温转变孕育期缩短，先共析铁素体转变量增多．     

Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析

利用扫描电镜、背散射电子衍射(EBXD)和X射线衍射技术研究了三种方式热变形后保温时铁素体的长大行为.结果表明,回复、再结晶和长大的相对程度与第二相粒子的状态及铁素体的取向分布有关.形变强化相变产生的超细铁素体中形变储存能较低,退火时难以发生静态再结晶,而以晶粒长大为主,铁素体因第二相出现较晚而充分生长:A1温度以下纯铁素体区形变的铁素体虽然形变储存能最高,形变量最大,但第二相钉扎最明显,铁素体仅发生部分再结晶,<111>取向形变晶粒比<100>取向形变晶粒更明显地被削弱;α+γ两相区形变时,铁素体(亚)晶粒发生回复式长大,<111>取向晶粒和<100>取向晶粒有不同的再结晶倾向.     

初始组织形态对中碳钢温变形组织演变的影响

中碳钢温变形过程的组织演变包含铁素体动态回复、再结晶和渗碳体的析出球化等过程.采用Gleeble1500热模拟试验机研究了初始组织形态对含碳0.48%(质量分数)的中碳钢在温变形中上述复杂过程的影响.结果表明:初始组织为珠光体 先共析铁素体的试样在温加工变形中渗碳体层片发生了扭折、溶断到逐渐球化的过程,在铁素体回复再结晶的同时伴随着细小弥散的渗碳体颗粒从过饱和铁素体中析出,得到微米级铁素体晶粒和颗粒状渗碳体弥散分布的复相组织,但等轴状铁素体晶粒与弥散的渗碳体颗粒沿变形方向呈带状不均匀分布.温加工变形促进初始组织为马氏体的中碳钢中渗碳体析出和铁素体回复与再结晶.由于初始条件下碳的分布在微观尺度下相对均匀,变形后获得细小等轴铁素体与均匀分布颗粒状渗碳体的组织.     

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．     

中碳亚包晶成分钢连铸坯角横裂的防止对策

宝钢生产的中碳亚包晶成分钢连铸坯角横裂属于沿晶界的开裂，主要发生在８５０℃以下温度，对３个钢种连铸坯试样的高温力学性能的测定表明，在ε＝４×１０＾－３／ｓ应变速率下，所测钢种在熔点～７００℃范围存在两个脆性温度区域，即熔点～１３５０℃的第Ｉ脆性温度区域和８５０～７２５℃的第Ⅲ脆性温度区域，在第Ⅲ脆性温度区域，γ单相域Ａ１Ｎ等氮化物在γ晶界的析出和在γ＋α两相区先共析α相呈网膜状，在γ晶界的析出是造     

中碳铝硅镇静钢连铸坯的高温延塑性

采用Ｇｌｅｅｂｌｅ－１５００热模拟实验机测试了宝钢生产的易出现角模裂纹缺陷的中碳铝硅镇静钢ＧＲ４１５１连铸坯的高温延塑性，并通过金相、扫描电镜等对拉断后试样的断口及组织形貌进行了分析检验。结果表明：ＧＲ４１５１钢在熔点￣７００℃的温度区间存在２个脆性区域，即熔点￣１３３０℃的第Ｉ脆性区和８６０￣７４０℃的第Ⅲ脆性区，γ单相域ＡＩＮ等氮化物在γ晶界析出在γ＋α两相区先共析铁素体叶网状并在γ晶界析出是     

亚固溶温度热处理对GH720Li难变形高温合金γ′相的影响

对难变形镍基高温合金GH720Li进行了亚固溶处理、亚固溶+单时效(650℃,24 h→空冷)或双时效处理(650℃,24 h→空冷+760℃,16 h→空冷)以及870℃时效3000 h条件下γ′相演变规律的研究.发现一次γ′相受亚固溶处理影响较大,发生部分回溶的程度随固溶温度升高而增大,时效处理使一次γ′相向球形或近球形转变;二次和三次γ′相在亚固溶保温过程中完全回溶,在时效处理时补充析出明显且析出数量和区域随固溶温度升高而增大;870℃长期时效时,合金组织逐渐均匀,二次和三次γ′相完全回溶,晶界一次γ′相时效500 h后有所粗化,合金硬度先降低而后保持不变.     

面心立方→体心立方(正方)马氏体相变热力学

本文综述Fe—C[1],Fe—X[2]和Fe—X—C[3]面心立方→体心立方(正方)马氏体相变热力学。相变时的自由能变化可表述为△G~(ρ→α)和△G~(α→M)之代数和,△G~(γ→α)用来作为稳定体心结构核胚的能量,而△G~(α→M)是使体心核胚成为马氏体所需的能量。△G~(α→M)应包括:为形成马氏体及邻近奥氏体形变进行切变所需的能量,马氏体内储存的能量——形成位错的应变能和形成孪晶的界面能,邻近马氏体基体中形成位错的应变能以及表面能等。可将相变驱动力简列为:△G~(α→M)=5σ_(ms) 217,其中σ_(ms)为奥氏体在MS时的屈伏强度。由此可直接由热力学计算求得Ms。在Fe—C、Fe—Ni—C及Fe—Cr—C系中所求得的Ms和实验值很好符合,在纯铁、Fe—Ni、Fe—Cr和Fe—Mn中和部分实验值符合,论证部分偏高的Ms值属于Ma或表面马氏体的MS,而不是整块试样真正的Ms。本文对铁基合金马氏体相变热力学作了统一处理,结果得到其热力学性质一致,纠正了过去一些矛盾的或不正确的论点。提出对Fe—X—C系热力学处理式,求得Fe—Ni—C及Fe—Cr—C系的Ms。dMs/dx。因碳在奥氏体活度的减小而增大。dMs/dx随碳及合金含量的增加而增大,由于碳主要决定相变驱动力,因而碳的影响更大。     

亚固溶温度热处理对 GH720Li 难变形高温合金γ相的影响

对难变形镍基高温合金 GH720Li 进行了亚固溶处理、亚固溶+单时效(650℃,24 h→空冷)或双时效处理(650℃,24 h→空冷+760℃,16 h→空冷)以及870℃时效3000 h 条件下γ相演变规律的研究。发现一次γ相受亚固溶处理影响较大,发生部分回溶的程度随固溶温度升高而增大,时效处理使一次γ相向球形或近球形转变;二次和三次γ相在亚固溶保温过程中完全回溶,在时效处理时补充析出明显且析出数量和区域随固溶温度升高而增大;870℃长期时效时,合金组织逐渐均匀,二次和三次γ相完全回溶,晶界一次γ相时效500 h 后有所粗化,合金硬度先降低而后保持不变。     

形变温度对高锰TRIP/TWIP钢拉伸性能和组织的影响

研究合金成分为18Mn-0.15C-3Si-3Al的高锰TRIP/TWIP钢(18Mn钢)在-40～200℃范围内的拉伸变形行为,分析形变温度对其拉伸性能、相组成和显微组织的影响.采用EBSD取向成像分析方法着重研究了(111)取向的奥氏体晶粒在拉伸过程中的相组成变化.结果表明,随着形变温度的升高,18Mn钢的抗拉强度和延伸率大体上呈降低趋势,TRIP效应很快消失,形变孪晶和位错滑移取代马氏体相变成为主要的形变机制,即奥氏体晶粒内形变机制的变化为:α＇-M相变→ε-M相变→形变孪晶→位错滑移.18Mn钢中较硬的铁素体在形变过程中能提高材料的加工硬化率,但同时也会引起低温脆性.     

亚共析合金钢40Cr铁素体和珠光体恒温转变动力学

用膨胀法和金相法研究了亚共析合金钢４０Ｃｒ铁素体和珠光体恒温转变 动力学。提出了用碳当量计算Ａ１～Ａ３温度区间亚共析合金钢铁素体恒温转 变动力学公式。测出了Ａ１温度以下的拐点温度；在拐点温度以下，铁素体和珠光体转变符合Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ公式。讨论了在拐点温度至Ａ１温度之间，铁 素体和珠光体恒温转变的动力学公式。     

微合金化对超细晶中厚板显微组织的影响

在Gleeble 1500热模拟机上,通过820~790℃温度范围内的多道次热压缩变形模拟了中厚板的精轧工艺,考察了不同铌、钒(氮)含量的低碳钢的组织演变过程、微合金元素的碳氮化物的析出行为和对形变诱导铁素体相变(DIFT)的影响.结果表明:变形过程中有部分奥氏体转变为铁素体,依变形的温度不同在变形间隔时间内有逆相变或亚动态相变发生;变形后快速冷却得到平均晶粒直径低于5μm的超细晶组织.单独添加钒对DIFT具有抑制作用,可以细化显微组织;钒-氮复合添加促进DIFT,但使组织粗化;添加铌基本不会抑制DIFT,能显著细化显微组织.变形后冷速越小,钢种间差距越明显.微合金化元素的作用与其在变形过程中...     

碳含量对中碳含钒微合金钢晶内铁素体等温形成的影响规律

研究了碳质量分数分别为0.26%, 0.33%和0.42%的三种含钒微合金钢在600, 550, 500和450℃下等温处理时碳对晶内铁素体形成的影响,测量了不同等温温度处理后钢的维氏硬度、500℃下晶界和晶内铁素体的纳米硬度,并探讨了晶内铁素体的形核位置. 结果表明:在相同温度下等温处理时,随着钢中碳含量的增高,钢中非共析铁素体的含量降低,铁素体晶粒的尺寸减小,钢的硬度升高. 在500℃等温处理后,晶界铁素体的纳米硬度远高于晶内铁素体的纳米硬度;且随着碳含量的增高,晶界和晶内铁素体的纳米硬度都随之升高,但各实验钢中晶内铁素体的纳米硬度相差不大. 适当的夹杂物和先析出晶内铁素体都可以作为形核位置诱导晶内铁素体析出.     

V和V-N微合金化低碳钢碳氮化物的形变析出

通过热模拟压缩实验考察了V和V-N微合金化低碳锰钢在860~740℃范围内多道次变形时的组织演变和碳氮化物析出规律及其相互影响.结果表明,含V钢中添加少量的N促进了变形奥氏体中V的碳氮化物(尤其是氮化物)的析出和形变诱导铁素体相变.V的碳氮化物析出降低了奥氏体中固溶的V,从而减弱了固溶V对形变诱导铁素体相变的抑制作用.碳氮化物析出在奥氏体的局部区域造成贫碳区,也促进了铁素体形核.在相同处理工艺下与V钢相比,V-N钢中铁素体内碳氮化物开始析出的时间短,析出相的数量多,长大速度慢,分布弥散.     

铌对低碳钢形变强化相变的影响

利用热模拟压缩变形实验研究了含铌钢和相应成分的低碳钢过冷奥氏体形变强化相变的组织演变规律,探讨了铌在析出状态时对形变强化相变的影响,进行了转变动力学曲线的分析. 结果表明:形变强化相变之前有Nb(CN)析出可以显著促进铁素体形核. 含铌钢的过冷奥氏体在A3～Ar3之间变形,可以得到平均晶粒尺寸为1.9 μm的形变强化相变铁素体. 其转变动力学与低碳钢相类似,以形变强化相变为主;在铁素体转变基本完成时,含铌钢的铁素体晶粒较细小.     

V的碳氮化合物析出对36Mn2V非调质钢组织性能的影响

在φ340机组上进行非调质36Mn2V和37Mn5油井管钢工艺试验,对比分析二者组织性能,研究36Mn2V钢中微合金元素V的碳氮化物析出对其组织性能的影响。结果表明,36Mn2V、37Mn5钢可分别用于高钢级N80-1和低钢级J55、K55油井管的生产,36Mn2V非调质钢在高温形变诱导下析出V(C、N),促进了晶内细小铁素体和珠光体的析出,反之细晶铁素体析出促进了V(C、N)沿γ/α界面弥散析出,故而显著改善了36Mn2V非调质钢组织性能。