碳、铬和钼对冷微钢铸坯高温力学性能的影响

通过GLEEBLE-3500热模拟机,研究了六种不同碳、铬和钼含量对冷镦钢(/%:0.19C,0.36C,0.19C-0.96Cr,0.39C-0.98Cr,0.19C-0.91Cr-0.21Mo和0.37C-0.98Cr-0.22Mo)在650～1200℃温度内的高温力学性能的影响。结果表明,六种钢在650～850℃温度都存在明显的第Ⅲ脆性区。第Ⅲ脆性区的起始温度随着碳含量减少和铬含量的添加移向更高温度。铬的添加使得材料的高温塑性恶化,促进第Ⅲ脆性区扩大。而钼的添加可改善含铬冷镦钢的第Ⅲ脆性区塑性。     

碳和硼含量对低碳冷镦钢连铸坯高温力学性能的影响

试验的低碳冷镦钢(/%:0.14~0.20C,≤0.20Si,0.3~1.0Mn,≤0.030P,≤0.035S,0~0.001 9B)连铸坯的生产流程为80 t BOF-LF-280 mm×325 mm坯连铸工艺。通过Gleeble-3500热模拟机研究了0.14%~0.20%C和0~0.001 9%B对该冷镦钢600~1 200℃力学性能的影响。结果表明,该钢第Ⅲ脆性区为700~900℃,当钢中C含量较高时,最低塑性的温度较低,硼促使该钢700~950℃脆性区出现两个低谷,但当硼含量增加到0.001 9%时,该钢的高温塑性得到改善。在850~1 200℃,各试验钢的塑性良好,适合较大程度的变形,矫直温度和热加工温度宜控制在850℃以上。     

非调质36Mn2V石油套管钢连铸坯的高温延塑性

采用Gleeble-1500热模拟试验机,研究了石油套管用V微合金化非调质钢36Mn2V(%:0.36C、1.54Mn、0.12V、0.008～0.010N)260 mm×300 mm连铸方坯的650～1350℃的延塑性。结果表明,36Mn2V钢的零强度温度(ZST)为1440℃,零塑性温度(ZDT)为1400℃;36Mn2V钢在熔点(Ts)到650℃温度区间内存在两个脆性温度区,第Ⅰ脆性温度区为熔点～1350℃,第Ⅲ脆性温度区为925～650℃,因此,该钢的矫直温度应控制在925℃以上;由1350℃至试验温度(650～1050℃)的冷却速度(3～8℃/s)对36Mn2V钢高温延塑性没有影响。     

GCr15轴承钢高温力学性能的研究

用Gleeble-3500热模拟试验机测试了GCr15(0.98%C、1.51%Cr)轴承钢连铸坯的高温力学性能,得出GCr15钢的零塑性温度为1400℃,零强度温度为1450℃,良好塑性区为1250～950℃,第Ⅲ脆性区为950～600℃,并用扫描电镜分析了塑性区与脆性区的断口形貌。研究结果表明,GCr15钢连铸坯的矫直温度应控制≥950℃。     

M2高速钢的高温力学性能

在Gleeble- 3800热模拟机上进行了高速工具钢W6Mo5Cr4V2（M2）钢热模拟试验,测试了从650℃到1250℃温度M2钢的高温力学性能,得到了抗拉强度曲线和热塑性曲线,观察了不同温度下试样的金相组织和断口形貌。试验结果表明：M2高速钢的零塑性温度为1220℃,零强度温度为1250℃。良好的塑性温度区为950~1150℃,脆性区主要为1175℃至熔点,在850~950℃存在一个较弱的脆性区。在800℃附近,还存在一个良好的低温超塑性区。分析表明,M2高速钢的高温力学性能与基体组织的相变、碳化物的溶解和低熔点碳化物的熔化有很大关系。     

M2高速钢的高温力学性能试验研究

在Gleeble-3800热模拟机上进行了W6Mo5Cr4V2(M2)高速钢热模拟试验,测试了650~1 250℃温度M2钢的高温力学性能,得到了抗拉强度曲线和热塑性曲线,观察了不同温度下试样的金相组织和断口形貌。试验结果表明:M2高速钢的零塑性温度为1 220℃,零强度温度为1 250℃;良好的塑性温度区为950~1 150℃,脆性区为1 175℃~熔点;在850~950℃存在较弱的脆性区,在800℃附近还存在良好的低温超塑性区;M2高速钢的高温力学性能与基体组织的相变、碳化物的溶解、低熔点碳化物的熔化有直接关系。     

铌钛微合金钢异型坯高温塑性研究

在GLLEEBLE3800热模拟试验机上进行了铌钛复合微合金化钢异型坯的高温拉伸试验,并对断口形貌进行了分析,确定了钢材的脆性温度区,第I脆性区的温度范围为1 300℃至熔点,高温塑性区的温度范围为950～1 300℃,第Ⅲ脆性区的温度范围为700～900℃,高温塑性区为微孔聚集韧性断裂,呈现典型的韧窝结构,在第Ⅲ脆性区为准解理断裂,呈现典型的河流花样结构。     

高洁净低合金钢16MnR连铸坯高温延塑性研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机测试了高洁净度16MnR钢连铸坏的高温延塑性。16MnR钢的第I脆性温度区在凝固温度-1360℃之间,第Ⅲ脆性温度区在750-700℃之间。由于钢中氮、氧、硫等杂质含量很低,因此第Ⅲ脆性温度度范围很窄,主要发生在γ α两相区,在该脆性区内钢的脆化程度很低。     

SAE8640合金钢280mm x325mm连铸坯的高温力学性能

采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280mm×325mm连铸坯（/% : 0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.0011O,0.0054N）的550~1200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区＞1200℃,Ⅱ脆性区950~1000℃,Ⅲ脆性区650~750℃;该钢950~1000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。     

中碳微合金化钢高温延塑性的研究

借助Gleeble1500热模拟试验机测试了含Nb和含Nb、Ti两种中碳微合金化钢的高温力学行为,分析了析出物、相变、动态再结晶对微合金化钢高温延塑性的影响。结果表明:试验钢种无第Ⅱ脆性区出现;含Nb钢第Ⅲ脆性区的温度范围为950~700℃,含Nb、Ti钢第Ⅲ脆性区的温度范围为900~725℃;微合金化元素Ti的加入可以细化奥氏体晶粒使含Nb微合金化钢高温塑性槽变窄、变浅;析出物沿晶界多而细小的析出和γ→α相变是第Ⅲ脆性区微合金化钢高温延塑性变差的主要原因。实际生产中通过优化二冷区水量,采用弱冷,可以有效降低微合金化钢表面微裂纹的发生率。     

钒对微合金化重轨钢高温塑性的影响

用Gleeble-1500D热模拟试验机研究了U71Mn钢(%:0.75C、1.20Mn)和U75V钢(%:0.75C、0.94Mn、0.05V、0.005Al)700～1300℃的高温塑性。结果表明,由于碳氮化钒在晶界和晶粒内部析出,加钒降低微合金化重轨钢的高温塑性,特别是第Ⅲ脆性区(850℃)的塑性。为防止铸坯裂纹出现,铸坯矫直温度应≥900℃。     

SAE8640合金钢280 mm×325 mm连铸坯的高温力学性能

采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280 mm×325 mm连铸坯(/%:0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.001 10,0.005 4N)的550~1 200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区1 200℃,Ⅱ脆性区950~1 000℃,Ⅲ脆性区650~750;该钢950~1 000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。     

W-Mo高速钢的热加工工艺塑性研究

采用热扭转及热顶锻试验,分别在试验温度750～1200及900～1200℃,热扭转应变速率为1.1～4.6×10~(-1)s~(-1)下,对铸态和轧态组织的W-Mo高速钢的热塑性进行了试验研究。试验结果表明:W6Mo5Cr4V2与W9Mo3Cr4V的塑性变形曲线具有完全相同的走向:分别存在着高温塑性区(1000～1100℃),低温高塑性区(780～870℃)以及低温脆性温度(880℃)。其低温高塑性不可逆,当加热温度超过880℃,再将温度降到低温高塑性区内,其塑性大大下降。W6Mo5Cr4V2Al的塑性曲线与其不同。加入Al可改善热塑性,降低变形抗力。W及Mo增加高速钢的变形抗力(特别在高温时)。采用非连续热扭转变形可大大提高高速钢的热塑性,消除低温脆性。     

X70管线钢连铸高温延塑性研究

在600～1350℃对X70管线钢进行了拉伸试验，通过扫描电镜和金相显微镜展示了不同温度区断口的组织形貌，并研究了C、N含量对试样面缩率的影响。结果表明，700～900℃为XT0钢的第三脆性区，面缩率低于40％。随着C、N含量的增加，1000～1250℃高温塑性区的塑性呈下降趋势，但对第三脆性区的塑性却略有改善作用，这与Nb、V等合金元素的碳氮化合物在晶界析出所产生的钉扎作用有一定关系。     

含铌微合金高强度钢Q345C连铸坯的热塑性

 通过Gleeble-2000 试验机研究了Q345C钢连铸坯的高温热塑性。利用扫描电镜、金相显微镜、透射电镜观察了第Ⅰ、Ⅲ脆性温度区内拉伸试样断口部位的显微组织及形貌,分析了动态再结晶、相变、析出物等对微合金化钢高温延塑性的影响。结果表明：在1×10-3/s应变速率下, Q345C钢存在两个脆性温度区,即第Ⅰ脆性区（1200～1300℃）和第Ⅲ脆性区（600～875℃）,无第Ⅱ脆性区出现;最高塑性出现在1050℃左右,断面收缩率（Z）达到85.8%;在第Ⅲ脆性区,沿奥氏体晶界析出膜状铁素体抗拉能力较低,晶界处存在夹杂物以及微合金元素的析出物,是钢的热塑性降低的主要原因。     

汽车用1180MPa级F/M高强双相钢板坯高温热塑性研究

采用Gleeble3500热模拟试验机在温度区间650～1300℃对汽车用1 180 MPa级F/M双相高强钢进行高温热塑性研究,绘制热塑性曲线并对高温拉伸试样断口和显微组织进行观察。试验结果可知:该钢种在试验温度范围内存在1个脆性区,即910～675℃区间,800℃时断面收缩率达到最小值28.76%,在熔点～910℃温度区间内呈现良好塑性,断面收缩率均在60%以上;高温塑性区较窄,第Ⅲ脆性区"布袋"曲线明显且范围较大,该钢种裂纹敏感性高。断口观察可知,950℃和650℃断口均具有典型韧窝特征,属于韧性断裂;800℃断口为沿晶和解理混合型断口,属于典型脆性断裂。650℃断裂主要由先共析铁素体沿原奥氏体晶界析出引起,800℃脆性断裂主要由晶界弱化导致,1 050℃以上高温热强度低,拉伸超过材料所承受的最大强度而发生缩颈断裂。为避免板坯在矫直段产生裂纹,铸坯矫直温度应控制在950℃以上,避开第Ⅲ脆性区(910～675℃)。     

Q345C连铸坯高温热塑性的研究

在Gleeble-2000热模拟机上,针对Q345C钢连铸坯,进行了高温热塑性测试.分析了Q345C钢试样的断口性质及显微组织与塑性的关系.研究了第Ⅲ脆性区的脆化原因.实验结果表明:在1 300～600℃区间存在两个脆性温度区,其中第Ⅲ脆性温度域为600～850℃,其断面收缩率RA范围是60.23%～29.61%;指出了该钢种在实际生产条件下适宜的铸坯矫直温度.     

S390级转向架用耐候钢的高温塑性

利用Gleeble 3500热模拟试验机对S390转向架用耐候钢的高温塑性进行测定。通过金相显微镜、扫描电镜及能谱仪对断口组织、断口形貌和析出物进行观察和分析。利用热膨胀仪测定S390耐候钢的临界相变温度,通过Thermal-Calc软件计算微合金元素的热力学析出温度。结果表明,在1 250~650 ℃范围内,存在3个区间,第Ⅰ脆性区在1 220 ℃以上,断裂形式是由S、O等元素偏析引起的沿晶断裂;第Ⅲ脆性区为980~650 ℃,断裂形式是由析出物钉扎晶界及先共析铁素体析出引起的沿晶断裂;在1 220~980 ℃第Ⅱ脆性区内,由于动态再结晶的发生,不出现脆性区,断裂形式为穿晶塑性断裂。实际生产过程中可避开脆性区间,以减轻S390耐候钢的裂纹倾向。     

含铌Q460C连铸坯高温热塑性研究

在邯钢gleeble-3500热/力模拟试验机上,针对Q460C连铸坯进行了高温热塑性测试研究.结果表明:1000～1300℃为塑性温度区间;650～950℃为第Ⅲ脆性温度区,在此区间,沿奥氏体晶界析出膜状铁素体抗拉能力较低,晶界处存在夹杂物及微合金元素的析出物是钢的热塑性降低的主要原因,极易导致连铸坯产生裂纹缺陷.     

非调质易切削钢38MnVS连铸坯的高温延塑性

应用Gleeble 1500D热模拟试验机,研究了非调质易切削钢38MnVS(%:0.42C、1.29Mn、0.09V、0.067S)370 mm×490 mm连铸坯的高温延塑性及变形断裂机理。结果表明:38MnVS钢的零强度温度(ZST)为1 370℃和零塑性温度(ZDT)为1335℃;38MnVS钢在熔点(TS)到600℃的温度区间内存在2个脆性区,第Ⅰ脆性温度区为TS～1250℃,第Ⅲ脆性温度区为875～600℃,因此,该钢连铸坯的矫直温度应在875℃以上。