Mn-Si-Cr系Q&P钢的准静态、动态力学行为对比

利用万能试验机和分离式霍普金森压杆装置(SHPB)对Mn-Si-Cr系Q&P钢分别进行了准静态和动态压缩试验。在应变速率为0.001、0.01、0.1 s-1和900、1 500、2 200、3 000 s-1情况下分别得到了准静态和动态压缩真应力-真应变曲线,并利用扫描电子显微镜进行压缩后的显微组织和断口分析,利用X射线衍射仪(XRD)对压缩变形试样进行物相分析。结果表明,准静态和动态压缩变形条件下,试验钢的真应力-真应变曲线均可大致分为弹性变形和塑性变形2个阶段,且没有明显的屈服平台。准静态压缩条件下应变速率强化效果不明显但应变强化效应较显著。动态压缩条件下应变强化效应不明显,但展现出一定的应变速率强化效应。准静态变形后,试样中心区域板条组织倾向沿近水平方向(垂直于压缩方向)定向排布。动态变形后,约有1/3试样发生了断裂,未发生断裂的试样中心出现45°方向剪切带,其附近板条组织发生了“屈曲”。准静态变形后残余奥氏体含量下降明显,而动态压缩试样中,残余奥氏体含量只有略微下降,且块状M/A岛内部出现扭曲变形与开裂,这可能是导致部分试样断裂的诱因。动态压缩破坏试样断口整体呈现45°剪切断裂,一端发生微孔聚集性断裂,另外一端发生剪切断裂。     

Mn-Si-Cr系Q&P钢的准静态、动态力学行为对比

利用万能试验机和分离式霍普金森压杆装置(SHPB)对Mn-Si-Cr系Q&P钢分别进行了准静态和动态压缩试验。在应变速率为0.001、0.01、0.1 s-1和900、1 500、2 200、3 000 s-1情况下分别得到了准静态和动态压缩真应力-真应变曲线,并利用扫描电子显微镜进行压缩后的显微组织和断口分析,利用X射线衍射仪(XRD)对压缩变形试样进行物相分析。结果表明,准静态和动态压缩变形条件下,试验钢的真应力-真应变曲线均可大致分为弹性变形和塑性变形2个阶段,且没有明显的屈服平台。准静态压缩条件下应变速率强化效果不明显但应变强化效应较显著。动态压缩条件下应变强化效应不明显,但展现出一定的应变速率强化效应。准静态变形后,试样中心区域板条组织倾向沿近水平方向(垂直于压缩方向)定向排布。动态变形后,约有1/3试样发生了断裂,未发生断裂的试样中心出现45°方向剪切带,其附近板条组织发生了“屈曲”。准静态变形后残余奥氏体含量下降明显,而动态压缩试样中,残余奥氏体含量只有略微下降,且块状M/A岛内部出现扭曲变形与开裂,这可能是导致部分试样断裂的诱因。动态压缩破坏试样断口整体呈现45°剪切断裂,一端发生微孔聚集性断裂,另外一端发生剪切断裂。     

应变速率对Q&P钢拉伸变形行为的影响

以汽车用先进高强度Q&P钢为研究对象,分析了应变速率对Q&P钢拉伸性能及变形行为的影响。结果表明,随应变速率增加,Q&P钢的强度增加,断裂延伸率则呈先下降(10-4s-1～10s-1),后上升至峰值(8×10s-1),之后再下降(102s-1～103s-1)的趋势。变形过程中强度的增加可能同形变回复受限,位错运动受阻有关。而断裂延伸率的变化主要与不同应变速率下Q&P钢中残余奥氏体向马氏体转变(即TRIP效应)有关。     

800MPa级冷轧双相钢的动态变形行为及本构模型

采用Hopkinson拉杆试验系统对800 MPa级冷轧双相钢（DP800）进行动态拉伸试验,动态拉伸选择应变速率为500、1000和2250 s-1.通过比较试验结果得出:双相钢的塑性延伸强度R_p0.2和抗拉强度R_m与应变速率的关系呈指数形式增加;DP800在高应变速率塑性变形会产生绝热温升效应,计算可得DP800在应变速率为2250 s-1时拉伸变形产生的绝热温升为89℃.基于J-C（Johnson-Cook）模型和Z-A（Zerilli-Armstrong）模型,对DP800的本构模型进行了研究,并对J-C模型应变速率效应多项式进行二次化修正,修正后的J-C模型相较于J-C模型对DP800在不同应变速率下的平均可决系数从0.9228提高到0.9886.      

10Ni5CrMoV船体钢拉伸性能的高应变速率效应

在1.6×10-3～1.2×103s-1的应变速率范围内,研究了应变速率对10Ni5CrMoV钢室温拉伸性能的影响.结果表明,应变速率对10Ni5CrMoV钢的断裂方式没有影响,拉伸试样均为塑性断裂,断裂微观机制主要是位错滑移;抗拉强度随应变速率增加而略有增加;伸长率随应变速率的增加先下降后上升,但总体无降低;高应变速率并未造成该钢的脆化.根据位错滑移机制对此进行了说明.     

应变速率对中碳低温贝氏体钢强塑性的影响

摘要：为探索低温贝氏体钢的断裂行为,研究应变速率对低温贝氏体钢TRIP效应的影响,采用不同应变速率的拉伸试验对低温贝氏体钢的强塑性进行研究。利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）及X射线衍射（XRD）等试验方法对低温贝氏体钢的微观组织、断口形貌及裂纹走向进行表征。结果表明,随着应变速率的提高,试验钢的屈服强度由771MPa上升至806MPa,抗拉强度由1554MPa上升至1606MPa,断后伸长率由13.5%下降至9.0%。主要原因是高应变速率拉伸引发的绝热温升抑制了残余奥氏体的马氏体相变,对试验钢塑性造成负面影响。     

高强TRIP钢的动态力学性能

将Si-Mn系双相钢（DP钢）作为对比钢种,分析研究了高应变速率下600 MPa级Si-Mn系TRIP钢及含Al、Ni的1000 MPa级TRIP钢的显微组织及其动态力学性能.对DP钢而言,其抗拉强度随着应变速率的增大而升高,断裂延伸率则由于绝热温升的作用也呈上升趋势;对TRIP钢而言,随着应变速率的增大,其抗拉强度不断增大,断裂延伸率先减小后增大,但无法达到其静态拉伸时的塑性水平,这是由于在动态拉伸条件下奥氏体向马氏体的渐进式转变被抑制造成的.此外,在相同应变速率下测得的TRIP钢的绝热温升始终比DP钢高,而这部分高出的热量应当来自于在动态变形条件下TRIP钢中发生TRIP效应后释放的相变潜热.      

高氮不锈轴承钢碳化物分布与高温断裂机制

 通过高温拉伸试验研究高氮不锈轴承钢高温断裂行为,探究了170 ℃和470 ℃回火态钢中碳化物分布特征,分析了高温拉伸断裂及组织演变和碳化物分布规律。研究发现,回火温度从170 ℃升高至470 ℃,高氮钢中大于0.8 μm的碳化物明显增加,高氮钢中M₂₃C₆强化增量提高了2.59 MPa,固溶强化增量下降了118.82 MPa,470 ℃回火态钢的室温抗拉强度降低、拉伸断口表现为准解理和少量撕裂韧窝;拉伸温度升高至300 ℃,试样断口表现为等轴型韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.8~3.6 μm和5.5~6.7 μm;450 ℃拉伸断口表现为塑孔韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.7~3.4 μm和5.8~6.4 μm。拉伸温度从300 ℃提高至450 ℃,钢的固溶强化和位错强化作用减弱,金属原子间结合能下降,碳化物与基体不连续应力分布加剧变形不协调性,碳化物承担较高应力而发生断裂。单纯热作用下钢中0.5~0.8 μm尺寸碳化物数量比例增加;在热力耦合作用下,钢中应力所导致的位错增殖为碳元素扩散提供通道,钢中碳化物在晶界和位错线上形核析出0.2~0.8 μm碳化物。裂纹沿着与拉伸方向45°角的最大剪力方向快速扩展而断裂,最终形成锯齿状的断口,小尺寸碳化物增多阻碍位错滑移导致塑性降低;钢中大尺寸碳化物不均匀分布在碳化物间形成大变形塑孔而增加钢的塑性。     

钒微合金化低碳钢高温变形动态再结晶

利用热模拟压缩试验测定了不同钒含量的钒微合金化低碳钢在900～1000℃温度区间和0.1～1s-1变形速率范围内的真应力-真应变曲线.对曲线的分析表明:随钢中钒含量的增加,低碳钢的动态再结晶开始时间延长,变形奥氏体的动态再结晶名义激活能提高.实验钢薄膜试样的TEM观察表明,钢中的微量钒以固溶态存在于奥氏体中,微量的固溶钒对奥氏体动态再结晶起到抑制作用.     

热处理制度对7039铝合金冲击性能及组织的影响

将7039铝合金热轧板材在470℃/2 h条件下固溶后,分别进行T6处理、T73处理以及RRA处理.利用Hopkinson压杆技术对3种热处理态的7039铝合金进行冲击压缩实验,用光学显微镜和透射电镜对冲击后的试样进行组织观察,分析热处理制度对合金动态应力-应变行为和微观组织的影响.结果表明:经T6处理的7039铝合金在高速冲击加载时的绝热剪切敏感性明显低于T73和RRA处理的合金,经RRA处理的合金绝热剪切敏感性最大;不同热处珲状态的合金在应变率为3 000 s-1时,组织中均产生绝热剪切带以及变形带;合金在高速冲击加载过程中产生的绝热剪切带内部组织主要是一种强同复组织.     

含硅镍低密度钢的温拉伸力学行为及强韧机制

 为了分析硅镍合金化奥氏体基低密度钢在中温环境下的拉伸变形行为,采用Instron电子拉力试验机对Fe-28.64Mn-8.99Al-1.68Si-1.39Ni-1.0C(Mn29Al9Si2Ni,质量分数/%)低密度钢在23~300 ℃下进行了温拉伸试验,研究了该钢的温拉伸力学行为,并采用SEM、TEM和热力学计算对该钢的强韧化机制进行了研究。结果表明,随着应变的增加,温拉伸应力-应变曲线主要包括弹性变形、均匀塑性变形和断裂等几个过程,没有明显的屈服现象。随着温度的提高,该钢的强度逐渐降低,塑性(断后伸长率)先增加后减小再升高,于200 ℃时出现塑性低谷,此时该钢的应力-应变曲线和应变硬化率曲线均具有明显的锯齿状特征,应变硬化率随应变的增加变化不大。而该钢在其他温度下的应力-应变曲线和应变硬化率曲线没有发现明显的“锯齿状”特征,应变硬化率随应变的增加而平缓下降。试验钢在23~300 ℃下的主要强韧化机制为κ-碳化物强化、应变强化、孪生诱发塑性和动态应变时效强化。较低温度下位错可动性较差对孪生诱发的促进作用、镍元素和硅元素对孪生的抑制作用、较高温度下孪生现象的减弱和温度对动态应变时效的促进或抑制作用等使得试验钢在23、100和300 ℃时存在明显的孪生诱发塑性,而在200 ℃时存在明显的动态应变时效强化的主要原因。动态应变时效强化是该钢在200 ℃时出现塑性低谷的主要原因。     

SCM435钢的拉伸实验研究

用拉伸法研究了SCM435钢的室温变形,拉伸结果显示SCM435钢的塑性较好,断口为典型的杯锥状断口.在拉伸法测得SCM435钢的拉伸曲线的基础上,根据数据分析,求解出SCM435钢真实应力-应变曲线,分别回归得到弹性阶段及塑性阶段的应力应变模型,得到SCM435钢的弹塑性参数及最大均匀塑性变形点,得出形成颈缩的条件,求解出SCM435钢的应变应力与断面收缩率之间的关系.     

Influence of Plastic Deformation on Thermal Stability of Low Carbon Bainitic Steel

Bainite is metastable due to its high dislocation density,and consequently bainitic steel structures have the problem of thermal stability.Plastic deformation of bainite can further increase dislocation density and change dislocation configuration at the same time.The influence of plastic deformation on thermal stability of low carbon bainitic steel during isothermal holding at 650 ℃ was investigated with hardness analysis,in-situ tracing metallographic analysis and transmission electron microscopy.Bainite in the low carbon steel evolves into polygonal ferrite via recovery and recrystallization during isothermal holding at 650 ℃.There is a considerably long period(about 20h)between end of recovery and commencement of recrystallization of undeformed bainite,in which the hardness of the sample maintains a constant value slightly lower than that before reheating.Slight plastic deformation of bainite induces rearrangement of pre-existing dislocations and forming of low-energy dislocation cells inside bainite laths,which has little influence on thermal stability of bainite,whereas heavy plastic deformation results in obvious dislocation multiplication and accelerates recrystallization of bainite.Recrystallization of heavily-deformed bainite occurs preferentially at prior austenite grains boundaries.The samples subjected to heavy torsion exhibit obviously higher thermal stability than the samples subjected to heavy compression despite their same initial hardness,which can be attributed to different influences of torsion and compression on dislocations and boundaries of bainite.     

80mm厚高韧性工程机械用Q460级TMCP钢的研制

采用低碳Cr-Mo系添加微量强碳化物形成元素的成分设计,通过TMCP工艺控制,获得均匀铁素体/贝氏体组织,充分发挥析出强化、细晶强化和贝氏体组织强化作用,研制80 mm厚高韧性工程机械用Q460钢。试制钢板力学性能均匀,不仅具有良好的拉伸力学性能,且低温冲击韧性优良,-60℃冲击功大于180 J,冲击断口呈明显塑性变形;SEM分析表明,断口微观形貌韧窝特征明显,面积约为55%,韧窝内圆形氧化物夹杂细小;钢板厚度方向铁素体/贝氏体组织均匀,晶粒尺寸约为8～10μm;TEM分析表明,晶内存在高密度位错,大量细小弥散的第二相粒子沿位错线析出。     

晶粒细化对奥氏体不锈钢高温力学性能的影响

摘要：对粗晶201LN奥氏体不锈钢采用60%冷变形结合700℃退火120s工艺制备超细晶奥氏体不锈钢,研究晶粒细化对奥氏体不锈钢高温力学性能的影响。利用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、电子背散射衍射技术对粗晶和超细晶奥氏体钢进行了组织表征,并使用万能试验机测试20和650℃环境下力学性能。结果显示粗晶奥氏体不锈钢经过冷变形结合退火工艺处理,平均晶粒尺寸由18μm细化为0.9μm,屈服强度由383MPa提高到704MPa,而伸长率由63.8%下降到46.3%,表明晶粒细化能有效提高奥氏体不锈钢屈服强度的同时较小损害塑性,TEM证实其形变机制均为形变诱导马氏体和孪生协同作用。当温度由20℃提高到650℃时,粗晶奥氏体不锈钢屈服强度和伸长率分别下降到180MPa和28.1%,超细晶奥氏体不锈钢屈服强度和伸长率分别为384MPa和24.2%。这表明在650℃高温环境下细晶强化作用仍然有效,粗晶和超细晶奥氏体不锈钢也有较好的塑性,其形变机制分别变为位错滑移和位错滑移+层错+孪生。     

4Cr5MoSiV1热作模具钢700 ℃的低周疲劳行为

采用轴向应变幅控制的低周疲劳试验研究了总应变幅对4Cr5MoSiV1热作模具钢700 ℃低周疲劳行为的影响,包括循环应力响应行为、循环应力应变行为、循环迟滞回线和应变疲劳寿命行为等。结果表明:随着总应变幅从0.2%增大到0.6%,4Cr5MoSiV1钢在700 ℃时循环应力响应均表现为先循环硬化再循环软化的特性,并且应力幅最大值从220 MPa增大到308 MPa。同时,随着总应变幅的增大,4Cr5MoSiV1钢在700 ℃下的低周疲劳寿命由6750循环周次降低到210循环周次,且其过渡寿命约为1313循环周次。疲劳断口形貌分析结果显示,高温低周疲劳过程中裂纹主要萌生于试样表面处,且随着应变幅增大,裂纹源逐渐增多,疲劳条纹间距变宽,其断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂。透射电镜分析结果显示,循环软化可能与板条结构转变为胞状结构、基体发生位错湮灭、碳化物的析出和粗化有关。