19MnB4冷镦钢常温压缩动态力学性能及本构方程

在Gleeble-1500D热模拟试验机上对19MnB4冷镦钢进行了常温压缩变形试验,应变速率设置为0.01、0.1、1 s~(-1)。研究了19MnB4在常温下塑性变形的流变应力,并分析了应变和应变速率对其的影响机制。结果表明:19MnB4钢具有明显的应变速率敏感性,常温压缩下的屈服强度随着应变速率的增大明显提高。根据实验数据,利用最小二乘法原理拟合得到冷镦钢19MnB4的Johnson-Cook塑性变形本构方程。计算结果和试验结果对比表明,该方程能较好地表达材料在常温下不同应变速率压缩的流变应力变化趋势。     

35MnB钢高温变形行为及本构方程

为了合理制定35MnB钢制件热成形工艺参数,在790~1190℃温度范围内,应变速率为0.01~10 s~(-1)及总压缩变形量(真实应变)为0.6的试验条件下,采用Gleeble-1500D热模拟试验机对35MnB钢进行热压缩变形试验,研究其高温变形行为。结果表明:流变应力随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大。同一应变速率下,随着变形温度的升高应力峰值向左移动,应力-应变曲线整体下移;同一变形温度下,应变速率越大,应力峰值越高,相应的应变量也越大。采用含有变形温度(T)和变形激活能(Q)的Arrhenius equation方程的双曲正弦模型,构建了35MnB钢在高温下流变应力与应变速率的本构方程。并验证了所构建本构方程的准确性,计算结果显示预测应力峰值与试验应力峰值吻合较好。通过采用本文所构建的35MnB钢本构方程对大型液压装载机锻造摇臂成形过程进行模拟,结果证明本文所构建的本构方程可以应用于35MnB钢制件高温成形模拟过程,并为实际生产做指导。     

热处理工艺对S31042奥氏体耐热钢显微组织和力学性能的影响

研究S31042奥氏体耐热钢不同热处理工艺后的显微组织和力学性能。结果表明:随着时效温度由700℃上升到900℃,该钢的晶界M_(23)C_6型碳化物析出量增多,并逐渐呈现连续分布,冲击韧性显著降低,高温抗拉强度逐渐降低,屈服强度基本保持稳定,但900℃时效热处理后屈服强度略微增加;当时效温度由900℃上升到1000℃,该钢晶界碳化物析出量减少;高温抗拉强度变化不明显,屈服强度有所降低,冲击韧性提高;相比于拉伸过程中的低应变速率,在瞬时冲击高应变速率条件下,晶界M_(23)C_6相的聚集析出造成沿晶开裂倾向增加。     

热处理工艺对弹簧钢力学性能的影响

采用二次加热和余热处理对60Si2CrVAT钢进行淬火处理,研究了不同处理工艺下弹簧钢力学性能。结果表明,提高试验钢回火硬度可增加其屈服强度和抗拉强度,但随着加热速率的增加,钢的屈服强度和抗拉强度下降。在相同硬度下,经二次热处理的试验钢比余热处理时屈服和抗拉强度大,伸长率和断面收缩率高;经相同回火温度处理后,采用二次加热淬火处理的试验钢屈服强度和抗拉强度跟余热处理相差不大,但伸长率和断面收缩率均高于余热淬火。     

应变速率对V-Nb微合金化钢筋抗震性能的影响

研究了V-Nb微合金高强度钢筋在应变速率范围为:1×10-5~1×10-3s-1的室温拉伸试验过程中的力学性能以及断口形貌的变化。结果显示:随着应变速率的加快,试验钢屈服强度和抗拉强度都增大,屈服强度增幅较抗拉强度小;随着应变速率的增加,断后伸长率逐渐减小,最大力下伸长率先增大后减小且变化范围不是很大;采用SEM对韧窝进行了分析显示,随着变形速率的提高,韧窝尺寸逐渐减小。     

应变速率对含稀土TRIP/TWIP钢变形行为的影响

分析了含RE的TRIP/TWIP钢的变形行为。结果表明:在动态条件下,屈服强度随应变速率的增加呈缓慢上升的态势,但当应变速率达到1×10~3s~(-1)时,屈服强度显著增加;抗拉强度随应变速率的增加而下降,应变速率达到1×10~3s~(-1)时,抗拉强度增加;应变速率愈快,屈服强度与抗拉强度的差值愈小;伸长率则随应变速率的增加在低应变速率下变化不明显,当达到1×10~3s~(-1)时,下降较明显。在1×10~3s~(-1)下的应变速率,屈服强度和n值高于静态下的屈服强度和n值,这说明高速应变下的抗载能力和拉延性更强。     

DP590钢动态变形行为及本构方程研究

采用ZWICK HTM16020高速拉伸试验机测定了DP590钢在应变速率0. 003～700 s-1范围内的真应力-应变曲线,讨论了应变速率对DP590钢力学行为的影响,并结合数字图像相关法(DIC)和扫描电镜(SEM)对DP590钢的断裂行为进行了研究。结果表明:DP590钢具有明显的应变速率敏感性,随着应变速率的提高,材料强度持续增加,应变速率由准静态(0. 003 s-1)增加到中应变速率(200 s-1)时,材料的屈服强度和抗拉强度增幅最为明显,较准静态下分别增加49. 8%和17. 9%;材料塑性随应变速率增加则呈现先增大后减小的趋势;随着应变速率的提高,试样的宏观拉伸断面形貌由杯锥状向剪切型转变。基于实验结果,为表征DP590钢的动态力学相关特性,采用修正的Johnson-Cook模型建立了描述DP590钢应变速率特性的本构方程。     

22MnB5超高强钢焊接组织与性能

采用钨极氩弧焊方法,实现了22MnB5超高强钢淬火前后同种材料之间的连接,进行了焊接接头拉伸试验和热影响区内显微组织及硬度分布试验,并对焊接前后材料的抗腐蚀性能进行了试验分析.结果表明,淬火处理后22MnB5组织结构从铁素体+珠光体组织转变为马氏体组织,显微硬度与抗拉强度大幅度提高,原始及淬火后材料的焊接接头具有良好的力学性能和组织形貌,焊后焊接接头抗拉强度和硬度略低于原始母材,经淬火处理后的材料焊后抗拉强度达到1179.59 MPa,略低于淬火材料但比原始母材高很多,淬火热处理材料的腐蚀速率略有上升,而焊接后将大幅度增加腐蚀速率,通过比较淬火焊缝钢腐蚀速率最大.     

Fe-20Mn-3Si-3Al���ڲ�ͬ���������µ���ѧ��Ϊ

通过单向拉伸试验研究了Fe-20Mn-3Si-3Al-0.045CTWIP钢在不同变形量、不同应变速率及不同变形温度下的力学性能。结果表明:当变形量为10%,时试验钢具有较好的综合力学性能,其屈服强度达到770MPa,抗拉强度为1 360MPa,断后伸长率为30%。室温变形条件下,当应变速率为1×10-4s-1时,热轧态样品的屈服强度和抗拉强度分别为510MPa及860MPa,拉伸伸长率为58%;当应变速率增加为1×10-1s-1时,其屈服强度及抗拉强度分别增至630MPa和970MPa,伸长率则下降为39%;随着变形温度的上升,材料的伸长率及抗拉强度均下降。增加变形温度至300℃时,该材料在应变速率为1×10-1s-1变形的抗拉强度降为764MPa,拉伸伸长率下降为25%。     

等温热处理对700 MPa级冷轧TRIP钢组织和性能的影响

利用金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和力学检测手段对不同等温热处理后700 MPa级冷轧TRIP钢的组织和力学性能进行了研究。结果表明:随着等温热处理温度和时间的增加,TRIP钢中贝氏体的含量增加,残余奥氏体的含量减少。随着等温温度的升高,TRIP钢的抗拉强度、屈服强度、伸长率都是先增高后降低;随着热处理时间的增加,TRIP钢的抗拉强度、屈服强度升高,而伸长率会降低。当TRIP钢在840℃退火5 min后,其最佳的等温热处理工艺为430℃保温10 min,试样的抗拉强度为740 MPa、屈服强度为510 MPa、伸长率为34%。     

回火温度对汽车用22MnB5钢组织和性能的影响

采用光学显微镜、SEM、TEM、万能试验机等对汽车用22MnB5钢150～300 ℃不同温度回火后的组织与性能进行研究。结果表明,22MnB5钢经淬火+回火处理后,组织主要为回火马氏体,在透射电镜下观察到明显的第二相析出,具有良好的抗塑性变形能力。随回火温度的升高,过饱和α相发生回复且析出碳化物,力学性能逐渐下降。在试验温度范围内,150 ℃时22MnB5钢的力学性能达到最佳,抗拉强度与硬度分别为1583 MPa和48 HRC。     

高强度硼钢22MnB5的热变形方程及其模拟应用

利用Gleeble-3500热模拟试验机,在温度为700℃～950℃、应变速率为0.01/s～0.4/s的条件下,对高强度硼钢22MnB5的热变形行为进行研究。结果表明,随着变形温度的升高,硼钢的延伸率升高,变形抗力降低;随着应变速率的提高,硼钢22MnB5的变形抗力和延伸率增大。根据高温拉伸实验得出的数据,构建硼钢22MnB5的稳态流变应力模型和热变形方程,并将试验结果和构建的本构方程输入ABAQUS软件进行U型件热弯曲成形的回弹模拟,数值模拟结果与实验结果吻合较好,验证了模型的可靠性和正确性,为成形所需的最大载荷及设备选择提供依据。     

工程机械用高强钢Q1100热处理参数及热物理性能预测

利用JMatPro 7.0软件模拟预测Q1100高强钢的平衡相组成、钢的连续加热奥氏体化(TTA)曲线和钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线、淬透性以及热物理性能参数。计算结果表明:Q1100高强钢奥氏体化温度Ac₁=713.3 ℃,Ac₃=831.9 ℃。钢在连续加热过程中,加热速率在1000 ℃/s时,奥氏体均匀化时间最短。钢在连续冷却过程中,其屈服强度、抗拉强度和硬度均随冷却速度的增大而增大,当冷却速度为100 ℃/s时,硬度、屈服强度和抗拉强度分别达到其最大值41.7 HRC、1180 MPa和1267 MPa。热物理性能参数密度和杨氏模量均随温度的降低而增大,热导率则先减小后增大;比热容、泊松比和线膨胀系数均随温度的降低而减小。     

Prediction of Forming Limit Diagrams for 22MnB5 in Hot Stamping Process

Hot stamping of ultra-high strength steels possesses many superior characteristics over conventional room temperature forming process and is fairly attractive in improving strength and reducing weight of vehicle body product. However, the mechanical and failure behavior of hot stamping boron steel 22MnB5 are both strongly affected by strain hardening, temperature, strain rate, and microstructure. In this paper, the material yield and flow behavior of 22MnB5 within the temperature and strain rate range of hot stamping are described by an advanced anisotropic yield criterion combined with two different hardening laws. The elevated temperature forming limit diagram (ET-FLD) is constructed using the M-K theoretical analysis. The developed model was validated by comparing our predicted result with experimental data in the literature under isothermal conditions. Based on the verified model, the influence of temperature and strain rate on the forming limit curve for 22MnB5 steel under equilibrium isothermal condition are discussed. Furthermore, the transient forming limit diagram is developed by performing a transient forming process simulation under non-isothermal transient condition.     

Q&P工艺对22MnB5钢微观组织及力学性能的影响

利用光学显微镜、拉伸试验机、扫描电镜、XRD和EBSD等手段对22MnB5钢的微观组织及力学性能进行了表征,并重点分析了一步法Q&P工艺处理后的22MnB5钢中残留奥氏体含量及残留奥氏体中碳含量与力学性能的关系。结果表明：采用一步法Q&P工艺,可以获得抗拉强度超过1400 MPa,伸长率超过15%的超高强度22MnB5钢板。随着淬火温度从240 ℃升高至300 ℃,22MnB5钢的组织由马氏体转变为马氏体+残留奥氏体复相组织,试样中的残留奥氏体含量逐渐增加。相同配分温度延长配分时间,残留奥氏体含量呈现先增加后降低趋势。不同热处理工艺下残留奥氏体中的平均碳含量为1.49wt%。采用一步法Q&P热处理工艺可以使残留奥氏体中富集碳,提高残留奥氏体稳定性,强塑积可以达到22.14 GPa·%。     

22MnB5钢淬火晶粒控制与拉伸性能研究

为改善热成形钢的强塑性,利用DIL805A热膨胀仪将22MnB5钢加热至830~920 ℃、保温2~20 min奥氏体化后淬火,在光学显微镜下观察了原奥氏体晶粒。根据晶粒长大特点,对22MnB5钢板进行淬火、回火处理后,通过单轴拉伸试验检测了其拉伸性能。结果表明,该22MnB5钢在830~890 ℃、有效保温10 min以内,可以获得均匀细小的奥氏体晶粒;有效保温时间延长至20 min时,860 ℃奥氏体化便开始出现混晶。与传统热成形相比,通过控制淬火晶粒显著改善了22MnB5钢的强塑性,强塑积由9.0~11.0 GPa·%提高至13.0~14.5 GPa·%。     

热冲压工艺参数对22MnB5马氏体钢汽车B柱性能影响的有限元模拟

通过有限元仿真软件Autoform分析了热冲压过程中工艺参数的变化对22MnB5马氏体钢B柱起皱、回弹、减薄、马氏体量以及强度的影响。结果表明:22MnB5马氏体钢B柱热冲压最优化工艺参数为加热温度930 ℃,冷却速率80 ℃/s。该工艺参数下,热冲压过程各处均完成马氏体转变,硬度分布均匀,材料减薄率较低,热冲压成形效果好,尺寸精度高,冲压件强度均大于1400 MPa。     

Effect of thermo-mechanical process on the microstructure and secondary-deformation behavior of 22MnB5 steels

22MnB5 steel specimens were deformed at 923 K and 693 K to three strain levels to study the effect of applied strain level on the microstructure and secondary-deformation behavior. As the steel was deformed at 923 K, deformation induced ferrite transformation (DIFT) occurred even when a small strain of 0.044 was applied, and the volume fraction of deformation induced ferrite (DIF) increases with increasing applied strain level. When deformed at 693 K, deformation induced bainite transformation (DIBT) was observed when the applied strain was larger than 0.109. The incubation period for DIFT is shorter than that for DIBT, but the DIBT proceeds much faster than DIFT. Sub-size tensile specimens were cut from the hot deformed 22MnB5 steel specimens, and digital image correlation technique was employed to investigate the secondary-deformation behavior of the sub-size tensile specimens at room temperature. It is found that the appearance of DIF or DIB (deformation induced bainite) decreases the yield strength and ultimate tensile strength (UTS) but increases the elongation and strength–ductility product of the hot deformed 22MnB5 steel specimens compared with the as-quenched 22MnB5 steel specimen with full martensite.     

快速加热和短时保温对22MnB5钢组织与性能的影响

将快速加热、短时间保温及快速冷却的快速热处理方法应用于钢的热成形工艺中,利用连续退火试验机对材料热处理过程进行模拟试验,研究不同工艺参数下22MnB5钢相变点的变化规律以及组织与性能的演变规律,并揭示其机理。结果表明,加热速率增大提高了相变点温度,加热温度需要大于950 ℃才能保证完全奥氏体化。传统热成形工艺最终组织为全马氏体结构,而快速热处理工艺为马氏体、贝氏体和未溶碳化物共同组成的组织,且晶粒尺寸从11.50 μm细化至7.60 μm。在1000 ℃保温10 s时力学性能表现较好,此时抗拉强度相较于传统热成形工艺略有提高,且伸长率从6.39%提高至8.44%,产生这种具有优异性能的组织构成的原因与快速加热和短时间保温导致的成分不均匀有关。     

WB36CN1钢特性参数的模拟

采用JMatPro软件对WB36CN1钢的热力学平衡相的组成、TTA曲线、CCT曲线及淬透性进行了模拟计算.结果表明:WB36CN1钢的室温组织主要由95.34％铁素体(质量分数)、G相和极少量渗碳体组成;临界温度Ac1和Ac3分别为688.4℃和792.4℃;在连续加热过程中,随着加热速率的提高,钢的临界温度Ac1、...