碳含量对Mn-B钢氢致延迟断裂行为的影响

采用电化学阴极充氢、氢热分析(TDS)和慢应变速率拉伸等试验方法,研究了4种不同碳含量Mn-B钢经不同热处理制度处理后的氢致延迟断裂行为。结果表明,在低于400℃回火时,随着碳含量的增加,试验钢的氢脆敏感性升高,当碳的质量分数高于0.3%后,试验钢的氢脆敏感性几乎不再增加;碳含量一定时,试验钢的氢脆敏感性随回火温度的升高而降低,且以20MnB试验钢的降低趋势最为明显;当回火温度达到600℃时,各试验钢对氢几乎不再敏感;TDS分析表明,试验钢充氢后的氢含量明显增加,其中以可扩散性氢量的增加为主;随碳含量的增加,试验钢充入的氢量增加;当碳含量一定时,随回火温度的升高,试验钢充入的氢量减少;SEM断口观察表明,试验钢充氢后的脆性断裂倾向性增加;随着碳含量的升高,试验钢的断裂方式由韧性断裂向脆性断裂转变;碳含量一定时,随回火温度的升高,试验钢由淬火态的脆性断裂向高温回火态的韧性断裂转变。     

U71Mn 重轨白点孕育期试验总结

一、前言钢中氢是钢材产生白点的基本原因,是重轨钢中的一大隐患,多年来,一直是重轨生产中的重要课题。有时在生产中为挽救掉队的一些重轨,又不知以后这些重轨能否出现白点而争论。鞍钢大型轧钢厂每年都有一定数量这样的重轨,轧后由于     

加热温度对热成形中锰钢氢脆敏感性的影响

对0.1C–5Mn中锰钢在不同温度(850、950和1000℃)加热后进行热成形处理,利用电化学预充氢、慢应变速率拉伸及氢渗透实验等研究了加热温度对其氢脆敏感性的影响.结果表明,试验钢在不同温度加热后进行热成形处理,其组织全部为马氏体,同时因自回火而生成一定量的ε-碳化物,且随着加热温度的升高,原奥氏体晶粒尺寸增加,而试验钢的强度和塑性逐渐降低.当加热温度为850℃时获得了较好的强度与塑性配合,强塑积为22 GPa·%.随着加热温度升高,充氢样中的可扩散氢含量明显降低而非可扩散氢含量有所增加,而以相对缺口抗拉强度损失表征的氢脆敏感性指数及有效氢扩散系数呈现先升高后显著降低的变化趋势,当加热温度为1000℃时,氢脆敏感性最低.进一步断口分析表明,试验钢充氢断口起裂区均为沿着原奥氏晶界的沿晶断裂.试验钢的这种氢脆断裂行为主要与热成形中锰钢的强度水平及自回火析出的ε-碳化物有关.与常用的传统热成形钢22MnB5相比,试验钢的氢脆敏感性较高,这主要与其M_s点(马氏体转变开始温度)较低而使得自回火程度较低等有关.     

回火时间对马氏体钢氢脆敏感性的影响

采用慢应变速率拉伸及氢渗透试验研究了回火热处理时间对一种马氏体钢氢脆敏感性的影响。试验结果表明：随着回火时间的延长,试样的氢脆敏感性先降低后增加,当回火时间为4 h时,材料的氢脆敏感性指数达到最低值。其主要原因是当回火时间小于4 h时,大量碳化物的析出有效捕获了氢原子,使有效氢扩散系数及氢脆敏感性均降低;但当回火时间大于4 h时,碳化物粗化长大,其对氢原子的捕获作用减弱,导致有效氢扩散系数增加,氢脆敏感性增强。     

高强海工钢EH36中氢扩散行为研究

通过显微组织表征明确了高强海工钢EH36厚板心部和表面组织的差异,进而通过氢渗透测试、内耗、氢脆敏感性指数测定等实验研究了EH36厚板心部和表面位置的氢扩散行为。结果表明,EH36厚板的表面和心部组织分别为贝氏体组织和铁素体+珠光体组织。心部组织的氢陷阱数量较少,组织溶氢能力较弱,氢扩散系数较高,氢扩散穿透时间较短。钢中间隙氢原子的扩散导致了充氢后实验钢的内耗峰在低温区出现了H-Snoek峰,同时氢的存在使得SKK峰发生偏移。相比于心部位置,由于实验钢表面的组织中所含界面较多,导致其内耗谱在高温区出现较弱的晶界峰。实验钢心部粗大的铁素体+珠光体组织导致其氢脆敏感性指数较高,抗氢脆失效能力较弱。此外,钢中氢原子的大量存在会显著弱化柯氏气团对可动位错的钉扎作用,降低实验钢的屈服点延伸率。     

稀土元素对重轨钢动态再结晶和珠光体片间距的影响

应用Gleeble-1500D热模拟试验机对重轨钢BNbRE和U71Mn进行单道次压缩试验,测定850～1 150℃下的真应力-真应变曲线,研究不同终轧温度和稀土元素对重轨钢动态再结晶的影响,并用扫描电镜观察变形后空冷的显微组织。结果表明,稀土元素能显著地抑制形变奥氏体的动态再结晶并细化珠光体片层间距。因此,稀土元素可抑制重轨钢动态再结晶,使其在较高终轧温度下仍能得到细小均匀的显微组织。     

钒钼微合金化32MnB5热成形钢的抗氢脆性能研究

在实验室条件下通过在传统32MnB5热成形钢基础上添加不同含量的V和Mo，利用慢应变速率拉伸试验来评价材料的氢脆敏感性，并结合氢渗透试验对微合金化热成形钢的抗氢脆性能变化机理进行了探讨。试验结果表明：添加V和Mo合金元素均有利于提高材料的抗氢脆性能，材料充氢后的塑性损失均出现降低。其中V与Mo复合添加相对于单一添加V样品，其原奥氏体晶粒尺寸及纳米级析出相尺寸更为细小，可以有效捕获氢原子，阻碍了氢原子的扩散，因此表现出最佳的抗氢脆性能，氢扩散系数降至7.3×10^-11 m²/s，可扩散氢浓度减少至4 100 mol/m³。     

降低重轨钢氢含量控制实践

重轨钢对氢含量要求极其严格,其含量的高低对铁路安全运行至关重要。在传统炼钢工艺中,通过控制原辅料、合金和耐材中的水分,可以使钢中氢含量降低到一定水平,但与铁路标准要求尚有一定差距。通过研究炼钢RH精炼过程中不同真空时间下氢含量变化,连铸铸坯在不同缓冷条件下氢含量变化,确定了最佳真空处理时间、缓冷工艺等,在兼顾生产成本的同时,实现重轨钢中氢含量完全满足铁路标准要求,保证重轨在线服役质量和列车安全运行。     

重轨钢中的氢及其控制工艺

介绍了钢中氢对钢质量的影响以及对重轨钢的危害,对钢液中氢的检测方法和检测设备作了简单说明,阐述了采用转炉→LF→RH(VD)→连铸工艺生产重轨钢时,钢中氢的来源及其过程氢含量,并提出了有效控制重轨钢中氢含量的措施及实施效果。     

新型超高强度低氢脆敏感性扭杆弹簧用钢

 通过SEM、TEM、XRD、化学相分析等方法对比研究新型扭杆弹簧用40Si2Ni2CrMoV钢（代号N1）和现有45CrNiMoVA钢微观组织及其对力学性能的影响,并利用慢应变速率拉伸方法对比研究两种不同扭杆弹簧用钢的氢脆敏感性。结果发现,N1钢由于添加硅、钼等抗回火软化元素,使得N1钢在较高的300 ℃温度回火时还能保持一定的抗拉强度,N1钢有大量细小的ε-碳化物析出,使得屈服强度增加,屈强比在0.80以上,45CrNiMoVA钢经180 ℃低温回火后屈服强度在1 550 MPa左右,屈强比只有0.72;经相同条件充氢后,N1钢的慢拉伸强度下降幅度较小,其试样断口中也没有观察到沿晶断裂特征,N1钢的氢脆敏感性明显低于45CrNiMoVA钢。     

钛含量对汽车用贝氏体-马氏体双相钢抗氢脆行为的影响

冶炼了三种不同钛含量（0、0.9%和1.8%）的贝氏体-马氏体双相钢，通过热处理调整试样中贝氏体含量使其保持相同的强度水平，借助电化学充氢和慢应变速率拉伸试验手段研究了贝氏体含量对贝氏体-马氏体双相钢抗氢脆行为的影响。试验结果表明，钛含量为1.8%的试验钢中具有最高的贝氏体含量和最优异的抗氢脆性能，这主要归因于渗碳体-铁素体界面位错等不可逆陷阱对氢原子的俘获作用。为了提高贝氏体-马氏体双相钢的抗氢脆能力，可增加贝氏体组织中细小渗碳体颗粒的数量，为塑性变形过程中氢的迁移提供更多的不可逆氢陷阱。     

U71Mn重轨钢高温力学性能研究

文章研究了U71Mn重轨钢的高温力学性能,通过对U71Mn重轨钢热塑性,延伸率、抗拉强度与温度的关系的分析可知:800~875℃、925~1 030℃为U71Mn的两个脆性温度区,在高温拉矫时,应该尽量避免这两个温度区,以保证在拉矫时不会出现裂纹;875~930℃热塑性和高温强度最好,所以在连铸生产过程中应选该温度范围为理论的拉矫温度;U71Mn温度在900℃时的热塑性最好。     

回火马氏体钢的氢脆敏感性评估

我们采用Si含量为1.67%的高Si(简称H-Si)和0.21%的低Si(简称L-Si)的回火马氏体钢,研究了拉伸速度、氢含量和温度对断裂强度和断裂表面形貌的影响。在室温条件下,低含氢量的L-Si钢的断裂表面呈现出从准解理(QC)断裂到疑似晶间(IG-like)断裂再到晶间(IG)断裂的转变。与此相比较,在室温条件下,低含氢量的H-Si钢的断裂表面呈现出从QC断裂到IG-like断裂的转变。断裂表面形貌的转变可以通过含氢条件下的晶间强度与晶内强度之间的大小关系来解释。在-196℃的温度条件下,氢既不降低断裂强度,也不改变断裂表面形貌。因此,在室温条件下的氢脆被认为来自两方面的原因,一是在施加应力的过程中,由于氢聚积和晶格缺陷的形成导致氢脆,二是在施加应力前,捕获的氢造成的氢脆。随着拉伸速度的下降,断裂强度下降,收敛为一个常数值(即下临界应力)。当断裂表面从IG断裂转变为IG-like断裂再到QC断裂时,为了获得下临界应力,需要降低拉伸速度。因此,对于每种类型的断裂表面,为了获得下临界应力,拉伸速度不应该是一个常数,而要通过试验来测定。     

硅钢、A_3钢AP_1重轨钢硫化物的分离与测定

根据84年冶金分析情报网江西会议关于钢中硫化物分析统一攻关试验方案,对硅钢A_3钢及 AP_1重轨钢进行了硫化物的提取、分离、测定试验,现总结如下。一、钢中硫化物的结构分析1.1 试样的成分、加工和热处理工艺     

钢中氢热脱附谱线影响因素的数值模拟

热脱附谱线分析已广泛用于研究高强钢中氢原子的吸收与扩散行为,以及氢原子与氢陷阱之间的反应动力学参数等。通过分析热脱附谱线峰值温度可获取氢陷阱的最重要参数：氢陷阱与氢原子之间的结合能。采用McNabb-Foster模型系统模拟研究钢中氢的热脱附谱线的影响因素。结果表明：除氢原子与氢陷阱之间的结合能之外,热脱附实验加热速率以及初始实验温度,样品尺寸、形状,氢原子在氢陷阱中的初始占有率,以及在样品中的分布等均能影响热脱附谱线的峰值温度以及形状,从而对氢陷阱与氢原子之间的结合能分析产生影响。同时基于局域平衡模型的模拟结果发现热脱附过程中氢原子从低结合能氢陷阱解析后可再次被高结合能陷阱捕获。     

工艺参数对耐蚀钢12CuCrNiV组织与性能的影响

采用热力模拟试验机、光学显微镜、显微硬度计研究了耐蚀钢12CuCrNiV在不同冷却速率下的连续冷却组织转变规律,并绘制其CCT曲线,同时研究了形变温度和冷却速度对耐蚀钢热变形后的组织和硬度的影响规律。结果表明:连续冷却转变情况下,耐腐蚀钢在冷速小于15℃/s时,有铁素体转变;冷速小于1℃/s时,有珠光体转变;冷速在0.5~20℃/s之间时,有贝氏体转变。控制冷速在5~15℃/s可得到铁素体和贝氏体复相组织。随变形温度的降低,试验钢形变过程中形变诱导铁素体相变现象显著,且伴随有M/A岛生成;随冷却速度的增高,形变诱导相变现象减弱,M/A岛数量减少。与连续冷却试验相比较,形变诱导析出现象明显,其硬度增量为40~50HV,形变可使试验钢的析出向更高冷速移动。     

高温空气介质下U71Mn钢氧化动力学实验研究

为了研究重轨钢(U71Mn)在空气介质下高温氧化动力学规律,对其在900～1 300℃之间进行了5组恒温50min的氧化实验,分别绘制了在这些温度下的氧化增重曲线,并计算出了不同实验温度下该钢种的氧化动力学速率.结果表明,重轨钢在900～1300℃时氧化动力学曲线遵守直线规律.     

钢中元素对钢铁性能的影响

<正>H(氢)H是一般钢中最有害的元素,钢中溶有氢会引起钢的氢脆、白点等缺陷。氢与氧、氮一样,在固态钢中溶解度极小,在高温时溶入钢液,冷却时来不及逸出而积聚在组织中形成高压细微气孔,使钢的塑性、韧度和疲劳强度急剧降低,严重时会造成裂纹、脆断。"氢脆"主要出现在马氏体钢中,在铁氧体钢中不十分突出,一般与硬度和含碳量一起增加。另一方面,H能提高钢的磁导率,但也会使矫顽力和铁损增加(加H后矫顽力可增大0.5～2倍)。     

氢与回火脆化对2．25Cr－1Mo钢局部脆断应力的影响

采用恒温有限元法，研究了一定温度下氢原子与回火脆化对三种不同成分２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ钢局部脆断应力的影响。结果发现，可用局部脆断应力σｆ＊的变化衡量材料的回火脆化倾向，但由于晶界上杂质元素与氢原子分布的随机性，可能导致沿晶脆断应力的分散。在降低局部脆断应力的作用上，氢脆与回火脆化具有叠加关系。     

稀土重轨钢动态再结晶及其显微组织的研究

应用gleeble-1500D热模拟试验机对微合金重轨钢进行单道次压缩实验测定其不同终轧温度下的真应力-真应变曲线,采用应变速率0.1S-1、变形量60%、终轧温度范围900℃-1100℃,用扫描电镜观察变形后空冷的显微组织.研究不同终轧温度和微合金元素对再结晶及显微组织的影响.结果表明,Nb和RE能显著地抑制形变奥氏体的动态再结晶.因此,在终轧温度较高时仍能得到细小均匀的显微组织.