奥氏体化温度

摘要： 利用膨胀法在DIL805A型淬火膨胀仪对高温轴承钢M50(/%:0.82C,4.25Cr,4.17Mo,1.03V)开展了临界点测定及冷却速度0.02~40°C/s的连续冷却转变试验,并绘制了静态CCT曲线,结合室温下的显微组织以及维氏硬度分析,系统研究了冷却速率及奥氏体化温度(1 000°C和1 120°C)对高温轴承钢M50组织转变以及静态CCT曲线的变化影响。结果表明:高温轴承钢M50的临界点不受奥氏体化温度影响,Ac_(1)与Accm温度分别为808°C和852°C;珠光体转变的临界冷速为0.05°C/s,奥氏体化温度的提高促进了马氏体转变起始温度的降低以及贝氏体转变区间在静态CCT曲线上的右移,并且显著提升了高温轴承钢M50在较低冷却速率条件下的室温硬度。

摘要： 利用金相实验法研究了低碳齿轮钢18CrNiMo7-6在不同加热条件下奥氏体晶粒的长大行为,建立了Arrhenius奥氏体晶粒长大模型,并利用时间指数对模型进行了优化.结果表明:在1173～1373 K范围内,奥氏体晶粒平均尺寸随着温度的升高及时间的延长而增大,并且对温度的敏感性高于对时间的敏感性,显著粗化温度为1273 K;建立了Arrhenius奥氏体晶粒长大模型D=2.223×106exp[-132086/(RT)]tn,其中激活能Q=132.086 kJ/mol;时间指数n随温度的变化近似服从S型函数,并建立了相关的数学方程式n=0.0775+0.2317/(1+10(1326.73-T)×0.0235),用该方程式对考虑合金元素的Arrhenius方程中的时间指数进行了优化,将优化后由该模型得到的奥氏体晶粒平均尺寸的计算值与实测值进行了对比,结果显示其吻合性较未优化前的模型更好.

摘要： 研究了一种成分(质量分数)为0.75％C、2.0％Si、0.65％Mn、0.55％Cr和0.3％Mo的合金工具钢经820～960°C保温30 min奥氏体化、淬火、230°C回火60 min后的显微组织和扭转性能.结果表明:试验钢的典型组织为回火马氏体+球状碳化物,随着奥氏体化温度的升高,碳化物逐渐溶解、马氏体板条逐渐变粗;820、880和960°C奥氏体化的钢的抗扭强度依次为1731、1847和1761 MPa;钢的断裂扭转角随着奥氏体化温度的升高而增大,820°C奥氏体化的钢断裂扭转角为597°,960°C奥氏体化的钢断裂扭转角增大到了871°.

摘要： 为研究奥氏体化温度对4Cr5Mo2V热作模具钢耐磨性的影响,利用控制变量的方法对4Cr5Mo2V热作模具钢分别进行960、980、1000、1020、1040、1060°C淬火处理,并在600°C回火,还利用JmatPro软件计算了析出相质量分数随奥氏体化温度的变化,并测量了试验钢的洛氏硬度、摩擦系数及磨损量。结果表明,4Cr5Mo2V热作模具钢的摩擦磨损类型为黏着磨损和剥层磨损,且在1060°C淬火时耐磨性最好;其完全奥氏体化温度为1050°C;奥氏体化温度影响了VC的固溶/析出比率,液相析出难溶VC的存在影响了其耐磨性;淬火温度升高,使4Cr5Mo2V热作模具钢硬度升高,耐磨性增加。

摘要： 通过力学性能3点弯曲试验和微观分析,研究了不同奥氏体化温度对1800 MPa级微合金化热冲压钢弯曲性能的影响。结果表明,当奥氏体化温度为830~890°C时,试验钢的弯曲角度大于55°;当奥氏体化温度达到920°C时,试验钢的能量吸收能力和最大承载力明显降低。由于KAM升高引起的抗拉强度升高与由奥氏体晶粒尺寸增大和板条马氏体粗化引起的抗拉强度弱化相互作用,最终导致在不同奥氏体化温度和测试方向下试验钢的力学性能没有明显变化。

摘要： 为了研究V在贝氏体非调质钢连续冷却过程中的作用,运用热膨胀法测定了添加0.13%(质量分数,下同)V与未添加V的Mn-Cr系贝氏体非调质钢在不同奥氏体化温度(900°C、1050°C、1150°C)下的连续冷却相变行为,结合硬度法及金相法获得了实验钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线).结果表明,实验钢的CCT曲线受V及奥氏体化温度的影响,提高奥氏体化温度有助于获得贝氏体组织.当奥氏体化温度为900°C时,连续冷却过程中难以获得全贝氏体(≥90%贝氏体,体积分数)组织;当奥氏体化温度提高到1050°C和1150°C时,则可在较低的冷却速度下获得全贝氏体组织.奥氏体化温度为900°C时,V对CCT曲线具有较为显著的影响,贝氏体相转变的冷却速度范围和贝氏体含量增大;当奥氏体化温度提高到1050°C和1150°C时,V元素降低了获得全贝氏体组织的最低冷却速度,从0.83°C/s和0.26°C/s分别降低为0.43°C/s、0.16°C/s,且扩大了贝氏体相变范围,在低至0.08°C/s的冷却速度下即可获得贝氏体组织.添加V元素能够提高实验钢的硬度,但提高程度受奥氏体化温度及冷却速度的影响.在奥氏体化温度为900°C、冷却速度为0.88°C/s时硬度增量达到峰值(66HV5);在奥氏体化温度为1050°C和1150°C时,硬度增量明显降低,硬度增量峰值分别为38HV5和30HV5,且对应的冷却速度显著降低,分别为0.17°C/s和0.08°C/s.

摘要： 利用SEM和EBSD等表征手段,研究了SA738 Gr.B核电钢在850～950°C奥氏体化淬火后显微结构及高温回火后的性能.结果表明,随奥氏体化温度的升高,SA738 Gr.B钢的原始奥氏体晶粒尺寸和马氏体Packet、Block微结构的平均尺寸因对晶界钉扎的MC型碳化物溶解,而呈逐渐粗化的趋势;钢的低温冲击吸收功有所降低并与原奥氏体晶粒、马氏体Packet和Block尺寸呈线性关系;马氏体Block尺寸对低温冲击吸收功影响作用大于原始奥氏体晶粒和Packet尺寸.

摘要： 分别采用850、900、950、1000°C的奥氏体化温度对含碳化物球墨铸铁保温100min,然后经过300°C盐浴100min,得到CADI试样.利用金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)、洛氏硬度计、摆锤式冲击试验机及环块磨损试验机,研究了奥氏体化温度对含碳化物等温淬火球墨铸铁(CADI)的显微组织、机械性能及耐磨性能的影响.结果表明,随奥氏体化温度的增加,针状铁素体及残余奥氏体逐渐变粗,且残余奥氏体含量增加.当奥氏体化温度为850°C时,组织中含有大量的先共析铁素体,明显降低了材料的硬度以及耐磨性.奥氏体化温度升高,先共析铁素体消失,残余奥氏体中碳含量逐渐增多,使得稳定性增加,在磨损过程中转变为马氏体的转变率逐渐降低.当升高到950°C和1000°C时,碳化物发生部分溶解,硬度逐渐降低,但是分布变得更加均匀,此外,由于残余奥氏体的大量生成使得冲击韧性大幅增加.由于上述原因,耐磨性有提高的趋势.

摘要： 采用不同的奥氏体化温度,通过控制冷却热处理工艺获得含铌贝氏体球墨铸铁.研究了奥氏体化温度对热处理组织和硬度的影响.结果表明,在850°C、900°C和950°C奥氏体化温度下,随着温度升高,贝氏体球墨铸铁基体中残余奥氏体的碳含量增加,残余奥氏体含量增加,洛氏硬度下降.

摘要： 采用光学显微镜和Image-proplus 6.0统计分析软件,研究了奥氏体化温度对冷作模具钢D2(Cr12Mo1V1)和DC53(Cr8M02SiV)中碳化物溶解行为的影响.结果表明:在900～950°C以下低温奥氏体化时,主要为尺寸超过0.4μm的大碳化物颗粒溶解,使得钢中小尺寸碳化物颗粒数量增多;奥氏体化温度超过950°C后,小颗粒碳化物数量减少的趋势更明显;随着奥氏体化温度的继续升高,未溶碳化物的面积分数逐渐减少;拟合得到了未溶碳化物面积分数随奥氏体化温度变化的方程。

摘要： 本文研究了奥氏体化温度对弹簧钢60Si2CrVAT晶粒尺寸和硬度的影响。结果表明:随着奥氏体化温度的提高,60Si2CrVAT钢晶粒变粗,组织变粗大,残余奥氏体增加,硬度有增高的趋势;在890、910°C奥氏体化,晶粒尺寸和硬度得到最佳配合;回火后,60Si2CrVAT钢残余奥氏体明显减少。

摘要： 为对H13钢球化退火过程中碳化物颗粒进行控制，利用SEM研究了不同预处理后组织、奥氏体化温度及冷却速率对球化退火后碳化物颗粒的影响。结果表明：该钢球化退火后马氏体组织中的碳化物颗粒尺寸不均匀，细小颗粒居多,且硬度较高，粒状珠光体组织球化退火后碳化物颗粒尺寸进一步增大,硬度降低，随着奥氏体化温度的升高，溶入奥氏体中的碳化物增多，缓冷过程中碳化物于晶界聚集析出，冷却速率越快，碳化物颗粒分布越均匀，同时退火硬度越高，冷却速率越慢，碳化物颗粒越容易形成棱角和不规则形状。

摘要： 本文以计算机模拟与试验相结合的方法研究了淬火过程中奥氏体化温度对于铬系锻钢材料组织与性能的影响,并结合电解萃取的方式定量分析了奥氏体化温度与组织中未溶碳化物之间的关系.通过XRD对比分析两种试验材料,结果表明化学成分的优化可使钢中碳化物的种类发生变化,其稳定性明显提高.

摘要： 借助于扫描电镜、光学显微镜对汽车上摆臂HP295 热轧板材断裂原因进行失效分析，通过对汽车摆臂化学成分的测定、宏观断口及显微组织的观察，确定工件内部存在严重的质量问题。分析认为奥氏体化温度过高产生的魏氏组织、MnS夹杂物沿轧制方向分布得较多、较长，是导致构件在服役时沿轧制方向断裂的主要原因。

摘要： 研究了一种新开发的强度级别在850～1000 MPa、Nb-V复合微合金非调质钢的不同加热温度和保温时间对奥氏体晶粒尺寸及Nb,V固溶量的影响,与35MnVN非调质钢进行了对比;讨论了微合金元素Nb、V碳氮化物的存在状态及作用机理,提出了合理的加热工艺以指导实际生产.

摘要： 研究了一种新开发的强度级别在850～1000 MPa、Nb-V复合微合金非调质钢的不同加热温度和保温时间对奥氏体晶粒尺寸及Nb,V固溶量的影响,与35MnVN非调质钢进行了对比;讨论了微合金元素Nb、V碳氮化物的存在状态及作用机理,提出了合理的加热工艺以指导实际生产.

摘要： 研究了一种新开发的强度级别在850～1000 MPa、Nb-V复合微合金非调质钢的不同加热温度和保温时间对奥氏体晶粒尺寸及Nb,V固溶量的影响,与35MnVN非调质钢进行了对比;讨论了微合金元素Nb、V碳氮化物的存在状态及作用机理,提出了合理的加热工艺以指导实际生产.

摘要： 本发明提供了一种检测钢奥氏体粗化温度的方法，包括如下步骤：制备检测试样；然后将检测试样放入坩埚一起置于金相加热炉中，经先抽真空后通入氩气的三次重复操作后，向金相加热炉中持续通入纯度大于99.999%的高纯氩气，作为检测试样加热时的保护气；最后将检测试样先以150°C/min的速度连续加热至800°C，并恒温保持120秒，再以15°C/min的速度连续加热至1350°C；在加热过程中，金相加热炉上方的高温激光成像系统以每0.1°C的温度间隔连续获得检测试样的奥氏体晶粒尺寸照片；将奥氏体晶粒开始长大的温度作为奥氏体粗化温度。本发明提供了一种检测钢奥氏体粗化温度的方法，具有耗时短和检测温度精确的特点。

摘要： 本发明提供一种具有高奥氏体晶粒粗化温度的钢制品，其具有按重量计小于0.4％的碳、小于0.06％的铝、小于0.01％的钛、小于0.01％的铌和小于0.02％的钒，并具有包含硅和铁的微细氧化物颗粒，该氧化物颗粒遍布钢微结构中，并具有小于50纳米或优选在5至30纳米之间的平均颗粒尺寸。所述钢制品可具有遍布微结构的微细氧化物颗粒，其在应变水平高达至少10.0％、温度达750°C且保持时间在20分钟以上的条件下能限制铁素体再结晶。所述钢制品可通过钢带的连续铸造而制备，其中将熔融钢导入铸辊之间；形成具有至少70ppm且通常小于250ppm的总氧含量和20至60ppm的自由氧含量的熔融碳钢的铸池；并相对旋转铸辊。

摘要： 本发明提供了一种检测钢奥氏体粗化温度的方法，包括如下步骤：制备检测试样；然后将检测试样放入坩埚一起置于金相加热炉中，经先抽真空后通入氩气的三次重复操作后，向金相加热炉中持续通入纯度大于99.999%的高纯氩气，作为检测试样加热时的保护气；最后将检测试样先以150°C/min的速度连续加热至800°C，并恒温保持120秒，再以15°C/min的速度连续加热至1350°C；在加热过程中，金相加热炉上方的高温激光成像系统以每0.1°C的温度间隔连续获得检测试样的奥氏体晶粒尺寸照片；将奥氏体晶粒开始长大的温度作为奥氏体粗化温度。本发明提供了一种检测钢奥氏体粗化温度的方法，具有耗时短和检测温度精确的特点。

摘要： 本发明提供一种具有高奥氏体晶粒粗化温度的钢制品，其具有按重量计小于0.4％的碳、小于0.06％的铝、小于0.01％的钛、小于0.01％的铌和小于0.02％的钒，并具有包含硅和铁的微细氧化物颗粒，该氧化物颗粒遍布钢微结构中，并具有小于50纳米或优选在5至30纳米之间的平均颗粒尺寸。所述钢制品可具有遍布微结构的微细氧化物颗粒，其在应变水平高达至少10.0％、温度达750°C且保持时间在20分钟以上的条件下能限制铁素体再结晶。所述钢制品可通过钢带的连续铸造而制备，其中将熔融钢导入铸辊之间；形成具有至少70ppm且通常小于250ppm的总氧含量和20至60ppm的自由氧含量的熔融碳钢的铸池；并相对旋转铸辊。

摘要： 本发明公开了一种用高温短时老化性能预测奥氏体不锈钢不同服役温度长时老化性能的方法，属于奥氏体不锈钢领域。本发明通过系列热老化温度对微观组织演变和力学性能退化的影响规律，建立高温加速热老化与服役温度长时热老化的等效关系，等效关系式满足：其中，气体常数R＝8.314J/(mol·K)，热老化激活能Q＝243.86kJ/mol。通过T1温度加速热老化时间t1后的室温冲击韧性可预测T2温度长时服役时间t2的冲击韧性。本发明提供一种加速热老化评价方法，用于预测不同服役温度长时热老化后的力学性能，可为核电反应堆长寿命使用Cr‑Ni‑Mo系奥氏体不锈钢的性能验收提供判据。

摘要： 本发明提供了一种利用氧化皮厚度和运行负荷预测火电发电厂用12Cr18Ni12Ti奥氏体耐热钢外侧管壁温度的方法。本发明基于电站锅炉中温过热器处于水平烟道空间的传热理论，利用有限元模拟建立热传导模型，从而建立氧化皮厚度和工作载荷与管壁温度的预测方法，拟合蒸汽侧不同氧化皮厚度的过热器管壁温度场分布，并结合边界条件参数得到管壁外侧温度与氧化皮厚度的关系，利用不同负荷下氧化皮厚度与外管壁温度的桥梁，最终建立高温过热器外管壁温度与氧化皮厚度、负荷之间的数学解析式，从而达到预测实际工况下变动的负荷、氧化皮厚度下过热器管外侧最高壁温温度，为评估负荷、氧化皮厚度对过热器管壁温度的影响提供指导。

摘要： 一种制品，其包含奥氏体转变温度大于或等于850°C的金属。所述金属可以是钢，例如，不锈钢、马氏体钢或者马氏体不锈钢。在一些实施方式中，所述金属是钢，其包含铁、钼和钨，以及以下中的至少一种：锰、镍、铬和钒，其中，所述锰、镍、铬和钒在下述范围内：锰：小于0.1重量％，镍：小于0.7重量％，铬：大于12.5重量％，以及钒：大于0.3重量％。所述制品可以具有涂覆有无机颗粒的表面。在一些实施方式中，所述制品是挤出模头，例如蜂窝挤出模头。

摘要： 向包括金属材料的金属基材施涂无机材料的方法，所述金属材料具有奥氏体转变温度。所述方法包括：将无机颗粒沉积到金属基材的表面上。在一些实施方式中，方法可以包括：在沉积温度时沉积无机颗粒，所述沉积温度不造成金属材料超过奥氏体转变温度。沉积到金属基材的表面上的无机颗粒可以在金属基材的表面上形成耐磨涂层。金属材料的热膨胀系数与耐磨涂层的热膨胀系数之间的差异可以小于或等于10x10‑6/°C。

摘要： 使介稳态钢在镀覆之后且在冷轧之前或期间升温会抑制奥氏体到马氏体的转变，从而导致较低轧机负载和相似负载下的较高减缩量。与在室温下通过冷轧减缩相同量的钢相比时，如此温轧的钢具有增强的机械性质。

摘要： 本实用新型涉及一种测试形状记忆合金奥氏体结束温度的装置，包括容器，所述容器包括外壁和内壁，内壁围成的空间为内层空间，外壁和内壁之间的空间为外层空间；还包括保护罩，所述保护罩覆盖容器；所述内层空间的底部设有夹具和变形引导件，所述夹具用于固定待测试记忆合金丝，所述夹具上还设有限位结构，限位结构限制变形引导件的位移，变形引导件用于施加外力使待测试记忆合金丝发生变形；内层空间中还设有温度传感器。本实用新型提出的一种测试形状记忆合金奥氏体结束温度的装置，通过无接触方式测量热转换过程中的散斑变形恢复率，确定相变温度。