Cr微合金化低碳钢热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟机对一种含微量合金元素Cr、Mn、Ti的低碳钢在变形温度700～1050℃.应变速率0.01～0.1s~(-1)条件下的热变形行为进行研究.结果表明:单相奥氏体区和铁索体区,峰值应力随变形温度的降低而升高,在两相区,峰值应力随着变形温度的降低而降低;在775～850℃与950～1050℃的温度区间,峰值应力的大小基本相当.建立了热加工图,并通过组织观察对其热加工图进行了解释.根据流变应力曲线,确定了试验低碳钢铁素体区的热变形激活能和热变形方程.     

409L铁素体不锈钢热变形行为

采用热/力模拟实验方法研究了409L铁素体不锈钢(409LFSS)在950～1150℃、应变速率为0.05～2.5 s-1条件下的热变形及组织变化,讨论了热变形参数对流变应力和显微组织的影响.结果表明,409L铁素体不锈钢的表观应力指数及热变形表观激活能分别为4.45、262 kJ/mol;其热变形方程为ε=5.347×1011[sinh(α·σp)]4.45exp(-262000/RT);该钢的铁素体软化机制与Z参数有关,且随着Z值从2.09×108增加到3.92×1011,热变形峰值应力相应从13.73 MPa增加到65.08 MPa.     

热变形对含Nb-Mo低碳钢铁素体等温相变的影响

利用热模拟试验机研究了变形对Nb-Mo低碳钢奥氏体-铁素体等温相变动力学的影响。结果表明，形变缩短了相变孕育期，加速了奥氏体-铁素体的等温相变，细化了铁素体组织；在650℃出现了针状铁素体。按照Avrami方程，由试验数据回归得到875℃变形后在700℃和650℃奥氏体向铁素体等温相变的动力学方程。     

低碳钢铁素体区热变形行为

利用单道次压缩变形试验,对含微量Cr、Mn、Ti的低碳钢在不同变形温度及应变速率条件下的热变形行为,特别是铁素体区的热变形行为进行了研究.结果表明,峰值应力在铁素体区比在奥氏体区随变形温度的降低而提高的速率更快;在750～825℃铁素体区与950～1050℃奥氏体区,峰值应力的大小基本相当;根据流变应力曲线,确定了试验用低碳钢铁素体区的热变形激活能和热变形方程.     

低碳钢多道次热变形中的应变强化相变与铁素体动态再结晶

利用热模拟压缩变形实验研究了每道次在工业界可接受的小变形量的多道次连续变形，合理控制工艺，通过应变强化相变与铁素体动态再结晶交互作用可获得细小铁素体晶粒组织。Ｑ２３５级别２０钢的铁素体晶粒平均截径为３－５μｍ时，拉伸塑性略有下降，强度提高一倍。     

GH4199合金的热变形行为与微观组织演变

在变形温度为1050～1180℃、应变速率为0.1～10s-1、最大真应变为0.7的条件下,采用Gleeble-3500热模拟试验机研究GH4199合金的热压缩变形行为,得到该合金的热变形激活能及热变形方程式,建立合金的热加工图,并通过组织观察对其热加工图进行解释。结果表明:在实验条件下,GH4199合金均表现出动态再结晶特征;变形温度和应变速率对合金流变应力及相应峰值应变大小的影响显著,流变应力及峰值应变均随着变形温度的降低和应变速率的增加而增大;在真应变为0.1～0.7时合金的热加工图相似,随着变形温度的升高及应变速率的降低,能量消耗效率逐渐升高;在应变速率为0.01s-1时,能量消耗效率达到峰值,约为41%。     

2.25Cr-1Mo-0.25V钢的热变形行为及其形变组织

采用Gleeble3500热模拟试验机对加氢反应器用2.25Cr-1Mo-0.25V钢进行不同变形温度、不同应变速率的热压缩变形试验,并分析和讨论了再结晶组织的演变规律。结果表明,该钢高温流变应力和峰值应变随变形温度的降低和应变速率的提高而增大,确定了热变形激活能和热变形方程;再结晶晶粒的数量随应变量的增加而增加;变形温度越高,应变速率越小,再结晶现象更容易发生,并且进行的更完全。     

0Cr24SiAl铁素体不锈钢的热变形行为

采用Thermecmastor-Z热模拟试验机对0Cr24Si Al铁素体不锈钢进行了不同温度(700~1100℃)、特定变形速率2.0 s-1的拉伸和不同温度(900~1150℃)、不同变形速率(0.01~2.5 s-1)的压缩试验,研究了不同温度和不同变形条件下0Cr24Si Al的塑性与变形抗力的关系,建立了变形抗力数学模型热塑性本构方程ε·=3.634×1017[sinh(0.018σ)]3.71exp(-387 847/RT)。结果表明,0Cr24Si Al铁素体不锈钢的热变形激活能为387.847 k J/mol,热变形塑性较好的温度范围是950~1150℃。     

电铸Ni-W合金热压缩变形的流变行为

采用Gleeble-1500型热模拟机对电铸Ni-W合金在变形温度为400~600℃、应变速率为0.001~0.1 s-1条件下的热压缩变形进行研究,分析合金变形时的流变应力、应变速率及变形温度之间的关系,研究变形温度对合金显微组织的影响,并得到本构方程。结果表明:应变速率和变形温度对该材料的流变应力有显著影响,流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的提高而增大。当变形温度高于550℃时,合金流变曲线呈现出明显的动态再结晶特征,合金显微组织为完全的动态再结晶组织,该合金的热变形激活能为411.55 kJ/mol。     

微合金超高强度钢的热变形行为及流变应力模型

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究微合金超高强度复相钢(CP钢)在变形温度为900～1150℃、应变速率为0.1～10 s-1条件下的热变形行为,观察了不同变形条件下的晶粒组织。根据实验结果,建立了CP钢在热变形过程中的本构方程及动态再结晶过程的物理模型。实验结果表明,微合金元素钛的存在,明显抑制了动态再结晶的发生,提高了变形激活能,其值为439.09 kJ/mol。另外,热变形参数对最终的晶粒大小具有重要影响,随着再结晶变形温度的降低及应变速率的提高,晶粒尺寸明显减小。本构方程、动态再结晶模型能为科学设计和有效控制CP钢的热加工工艺提供依据。     

35CrMo结构钢的热变形行为

通过对奥氏体再结晶行为的研究得到35CrMo钢发生动态再结晶的形变条件为:形变温度T>1000℃,应变速率ε≤1/s.描述动态再结晶动力学方程f=1-exp(-b(Z)tn(Z))中的系数b和n与变形参数Z有关.计算值与实测值较为吻合.通过非线性回归得到35CrMo钢的动态再结晶晶粒尺寸的关系式为:DDRX=2.25 × 104Z-0.22.通过双道次压缩和单道次压缩保温实验,得出35CrMo钢静态再结晶激活能和动力学方程.     

船用高强度钢AH32热变形行为的研究

采用Gleeble-1500热/力模拟机研究了AH32钢在应变速率0.01～10 s-1,变形温度800～1000℃下的高温塑性变形行为.结果表明,实验用钢的应力随应变速率的增加和变形温度的降低而增加,其热变形流变应力行为可采用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数来描述.以应力-应变曲线为基础,采用线性回归法确定了实验用钢的应力指数n和热变形激活能Q,分别建立了峰值应力σp和流变应力σ0.2及峰值应变εp和临界应变εc与Z参数的关系.     

一种Cr—Mn—Mo—B低碳低合金钢的热变形行为

利用ＴＨＥＲＭＣＭＡＳＴＯＲ－Ｚ热处理机对一种Ｃｒ－Ｍｎ－Ｍｏ－Ｂ钢的热变形行为进行了研究，绘制了真应力－应变曲线，得到了各变形工艺参数之间的定量关系，得出试验用钢的Ｑ值为３７３．７ｋｊ／ｍｏｌ。在此基础上给出了试验用钢的动态再结晶图，试验发现，试验用钢９００℃以上变形后，在奥氏体区冷过程中发生静态再结晶与晶粒长大，相变前晶粒尺寸与变形条件Ｚ的关系：ｄｒｅｃ＝２．８８×１０＾４×Ｚ＾－０．２０５。     

低碳钢在恒速率变形条件下的应变硬化行为研究

研究了低碳钢在恒变形速率条件下的拉伸应变硬化行为。结果表明:在恒变形速率条件下,屈服后的应变硬化阶段并不满足Hollomon所建立的应力-应变关系(σ=Kεn),而满足关系式:σ=exp[Alnε+B2(lnε)2+C]。并依据此关系式推导出临界颈缩条件下真应变所满足的关系式。     

20钢的热变形行为探讨

在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行高温轴向压缩试验,并观察了室温显微组织,得到了实验钢的热变形方程.结果表明:变形速率为1 s-1,变形温度在750、850、900、950℃时,利用温度曲线拐点来判断动态再结晶的开始应变是准确可行的;随变形温度的降低和变形速率的提高,得到的室温组织中铁素体越来越细小,比重也越来越高.     

铝硅合金化低碳钢多道次变形的组织演变与力学性能

利用热模拟试验研究了铝硅合金化低碳钢多道次变形及连续冷却过程的组织演变.实验结果表明,通过多道次轧制和控制冷却工艺可以得到细晶铁素体和贝氏体双相组织,此铁素体/贝氏体双相钢具有低的屈服强度、高抗拉强度、低屈强比以及连续屈服的特性.     

低镍电热合金高温热变形组织分析

本文利用热模拟技术对铁基低镍电热合金的热变形行为进行了试验研究，绘制了该合金的高温变形真应力－真应变曲线，并结合热变形后的显微组织着重分析了铝元素对该合金热变形行为的影响。     

Hot Deformation Behavior of an Ultra-High-Strength Fe–Ni–Co-Based Maraging Steel

Hot processing behavior of an ultra-high-strength Fe–Ni–Co-based maraging steel was studied in temperature range of 900–1200 °C and strain rate range of 0.001–10 s~(-1). Deformation processing parameters and optimum hot working window were characterized via flow stress analysis, constitutive equation construction, hot processing map calculation and microstructure evolution, respectively. Critical strain value for dynamic recrystallization was determined through theoretical mathematical differential method: the inflection point of θ–σ and -αθ/ασ-σ curves. It was found that the flow stress increased with the decrease in deformation temperature and increase in the strain rate. The power dissipation maps in the strain range of 0.1–0.6 were entirely similar with the tendency of contour lines which implied that strain had no strong effect on the dissipation maps. Nevertheless, the instability maps showed obvious strain sensitivity with increasing strain, which was ascribed to the flow localization and instability. The optimized hot processing window of the experimental steel was obtained as 1100–1200 °C/0.001–1 s~(-1) and 1000–1100 °C/0.001–0.1 s~(-1), with the efficiency range of 20–40%. Owing to high Mo content in the experimental steel, high dynamic activation energy, Q = 439.311 kJ mol~(-1), was achieved, indicating that dynamic recrystallization was difficult to occur in the hot deformation process, which was proved via microstructure analysis under different hot deformation conditions.