Nb-Ti-V微合金化船板钢的高温力学性能研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究D36船板钢连铸板坯的高温力学性能,用扫描电镜观察断口形貌,并分析脆化机理。结果表明:不含钒的铸坯第Ⅰ脆性温度区大于1 350℃;其在1 350～950℃时断面收缩率大于80%,具有良好的高温塑性;第Ⅲ脆性温度区为950～600℃,此时试样断面收缩率处于41.7%～64%。含钒的铸坯第Ⅰ脆性温度区为熔点至1 250℃;在1 250～950℃范围内,塑性较好;其第Ⅲ脆性温度区为950～600℃,此时断面收缩率在34%～73%。为预防铸坯矫直过程裂纹产生,要控制矫直温度在950℃以上。     

电弧炉冶炼Q355D连铸坯的高温热塑性研究

利用GLEEBLE-3800热模拟机对安钢100 t电弧炉生产的Q355D低合金板坯的高温热力学性能进行测试,测试温度为600～1 350℃,应变速率为1.0×10^-3s^-1,并通过金相和扫描电镜对不同温度下的金相组织及断口形貌进行观察分析。结果表明:电弧炉钢Q355D存在明显的高温塑性区和低温脆性区,高温塑性区为1 150～1 300℃,该区间最低断面收缩率为60.9%;第Ⅲ脆性区为650～950℃,温度小于950℃之后铸坯收缩率迅速由88.1%降低至900℃的33.1%,断面收缩率在800℃时达到最低,为23.9%。     

718塑料模具钢的高温塑性研究和试生产

通过Gleeble-3800热模拟对塑料模具钢718连铸坯进行了高温塑性研究,并采用扫描电镜观察了不同温度下718钢的断口形貌,分析了不同温度区域的断裂机理。结果表明,718模具钢第Ⅰ脆性区(1 300～1 350℃)主要是受液相影响,呈现熔断现象,第Ⅱ脆性区(950～1 275℃)断裂部位呈现韧窝状,表现较好的塑性,第Ⅲ脆性区(600～900℃)断口形貌凸凹不平,存在孔洞,断裂周围基本没有发生塑性变形,塑性较差。根据高温塑性结果优化了连铸工艺参数,并进行了试生产,消除了铸坯表面横裂纹。     

Q450NQR1高强度耐候钢连铸板坯的高温性能

采用DIL402C热膨胀仪和Gleeble-1500D热模拟试验机,测试了Q450NQR1钢(%:0.05～0.10C、0.30～0.50Si、0.80～1.00Mn、0.20～0.30Cu、0.15～0.35Ni、0.40～0.60Cr)200 mm×1 350 mm铸坯的热膨胀性能和高温力学性能。结果表明,升-降温速率由5℃/min提高至10℃/min时,升温相变温度区间上移,降温相变区间下移;Q450NQR1钢连铸坯二次脆性区为750～1 050℃,铸坯的矫直温度应≥1 050℃。     

60Si2Mn弹簧钢高温塑性研究

利用Gleeble-3800热模拟机对60Si2Mn弹簧钢的高温塑性进行了研究,并采用扫描电镜观察了断口形貌,分析了不同区域的断裂机理。结果表明:60Si2Mn钢在高温脆性区(1 350~1 284℃),呈现出熔融断口;低温脆性区(904~600℃),表现为典型的解理断口;在单一的奥氏体区(1 283~905℃),可获得良好塑性,表现为典型的韧窝断口。     

短时高温钛合金热变形行为研究

采用热模拟试验机对铸态Ti-6Al-4Sn-8Zr-0.8Mo-1.5Nb-1W-0.25Si短时高温钛合金进行热模拟试验，研究了其高温变形行为。试验结果表明：该高温钛合金热变形对温度和变形速率敏感，随着应变速率降低和变形温度升高，真应力显著降低。利用高温压缩应力应变数据绘制了热加工图，分析结果显示：(α+β)相区的900～960℃、0.035～0.368 s^-1和960～1 010℃、0.165～0.577 s^-1;β相区的1 010～1 020℃、0.165～1 s^-1为最适合加工的区域。经计算，(α+β)两相区的热变形激活能为316.229 kJ/mol，并构建了该相区内的本构方程。     

460MPa级海洋平台用钢的高温塑性研究

通过Gleeble-1500D热模拟机来进行EQ47(460 MPa)钢的高温塑性研究,以1×10-3/s的变形速率,在600~1 350℃的温度区间内以每50℃取一间隔做一组高温塑性试验.结果表明:在907~1 270℃之间,断面收缩率均高于60%,钢的高温塑性良好,温度高于1 270℃时,断面收缩率急剧下降,第Ⅲ脆性区在667~907℃之间,在此温度区间内存在明显的塑性低谷,断面收缩率最低值为29.44%.     

轧制钨板退火过程的织构衍变及性能研究

以纯度(质量分数)为99.95%的钨粉为原料,经冷等静压成形,1 800~2 300℃高温烧结制得钨烧坯,钨烧坯在1 250~1 500℃经过4道次轧制制得接近理论密度的钨板。采用电子背散射衍射(EBSD)分析退火过程中钨板织构的衍变过程,通过金相、维氏硬度和高温抗拉强度分析退火过程中钨板组织和性能的变化规律。结果表明,轧制态的钨板晶粒组织明显沿轧制方向拉长;1 150℃和1 250℃退火10 min后,织构类型没有发生明显变化,晶粒仍为拉长状态;1 350℃退火后,形变织构明显减弱,晶粒取向分布趋于随机。通过统计面积分数分析得到,1 350℃退火后钨板晶粒再结晶组织比例占65.8%。轧制钨板的显微硬度和高温抗拉强度随退火温度的升高而降低,1 150℃退火后的显微硬度和高温抗拉强度分别为430 HV和485 MPa,1 350℃退火后的显微硬度和高温抗拉强度分别为410 HV和356 MPa。     

2205双相不锈钢连铸坯的高温组织和高温力学性能

对2205双相不锈钢连铸坯进行高温短时拉伸试验,分析了抗拉强度、断面收缩率随温度的变化情况。观察了试验温度为1 300、1 050、950、850℃下试样的高温组织及断口形貌。结果表明,在1 150～1 350℃温度范围内,双相不锈钢试样具有很好的塑性;在1 000～1 100℃时,较高的应变速率抑制了软化作用的进行,使双相不锈钢出现第Ⅱ脆性温度区,同时试样中存在的疏松和细小析出物进一步加剧了裂纹的发展。第Ⅲ脆性区产生的原因是由于在奥氏体晶界上析出了氮化物、碳氮化物等细小析出物造成晶界脆化。     

SPHC钢薄板坯的高温力学性能

用Gleeble热模拟试验机对SPHC钢(%:0.02C、0.18Mn、0.03Si、0.04Als)70 mm×1250 mm板坯进行600～1 350℃的力学性能的研究,并借助扫描电子显微镜和能谱仪分析了拉力试样的断口。结果表明,SPHC薄板坯的第Ⅰ和第Ⅲ脆性区分别为1 200℃～固相线及600～850℃,850～1 200℃薄板坯的塑性最好;第Ⅲ脆性区试样为沿晶界断裂;晶界处夹杂物及γ→α相变中形成的片状铁素体造成了晶界脆性,降低了第Ⅲ脆性区材料塑性。     

热轧过程中温度对MnO Al2O3 SiO2夹杂物变形行为影响

为了研究温度对轧制过程中MnO Al2O3 SiO2夹杂物变形行为的影响，通过建立有限元模型的方法对轧板中MnO Al2O3 SiO2型夹杂物在800～1 000 ℃热轧过程中的变形行为进行了研究。通过模拟结果可知，当温度不小于950 ℃时，基体的塑性应变小于夹杂物的塑性应变，此时无裂纹产生；当温度小于950 ℃时，基体的等效塑性应变大于夹杂物的塑性应变，基体与夹杂物之间产生相对位移，造成夹杂物周围裂纹的产生。温度的升高造成夹杂物的变形量增大和裂纹尺寸的减小。     

高铝TRIP钢的高温力学性能

利用Gleeble3500试验机研究汽车用C-Mn-Al系TRIP钢的高温力学性能,测定了零塑性温度和零强度温度,应用差示扫描量热法测定其相变区间,采用扫描电镜和光学显微镜分析了不同拉伸温度对应的断口宏观形貌及断口附近组织组成.该钢种零塑性温度和零强度温度分别为1425℃和1430℃,第Ⅰ脆性区间为1400℃-熔点,第Ⅲ脆性区间为800-925℃.第Ⅲ脆性区脆化的原因是α铁素体从γ晶界析出,试样从975℃冷却至700℃过程中,随着α铁素体析出比例的增大,断面收缩率先减小后增大.基体α铁素体比例为8.1%时（850℃）,断面收缩率降至28.9%;而拉伸温度在800℃以下时,基体α铁素体比例超过16.7%,断面收缩率回升至38.5%以上.该钢种在1275.6℃时开始析出少量粗大的Al N颗粒,但对钢的热塑性没有影响.      

不同碱度低氧化铝精炼渣对弹簧钢夹杂物成分的影响

为了优化55SiCrA弹簧钢中夹杂物的组成和形态,采用热力学软件Factsage分别研究了CaO、SiO_2含量对CaO-SiO_2-Al_2O_3-MgO与CaO-SiO_2-Al_2O_3-MnO系相图低熔点区域面积的影响,研究结果表明:随着CaO和SiO_2含量的增加,CaO-SiO_2-Al_2O_3-MnO系相图低熔点区域面积分数逐步增大;在CaO-SiO_2-Al_2O_3-MgO系中,当CaO的质量分数为40%,SiO_2的质量分数为50%时,对应相图的低熔点区域面积最大。同时,研究了不同碱度的精炼渣对钢样中夹杂物的影响,结果表明:当精炼渣的Al_2O_3含量相同时,随着精炼渣碱度的增大,夹杂物中Al_2O_3的含量不断增加,其成分逐渐偏离低熔点区域。当精炼渣中Al_2O_3的质量分数为8%,碱度为1.2时,可得到低熔点的塑性夹杂物,形貌多为球形,尺寸在5μm以下。     

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。     

10CrNi2Mo3Cu2V耐热钢的高温析出与脆化机制

摘要：利用光学显微镜、扫描电镜、力学性能测试等方法,分析了10CrNi2Mo3Cu2V耐热钢锻件的脆化原因,并研究了钢在1050～850℃区间的高温析出行为,及其对冲击韧性的影响。结果表明,锻件脆化由粗大的链状M6C相引起,950～850℃温度区间,钢中发生M6C相的高温析出行为,导致冲击韧性恶化。析出温度区间内,降低温度、延长时间均能促进析出相的形核与长大,使M6C相含量增加,尺寸长大,分布更加聚集,逐渐形成链状形貌。Mo元素偏析能够提高M6C相的开始析出温度、增加相含量。锻造温度是影响高温析出行为的关键因素,应控制终锻温度不小于950℃,避免锻后脆化。     

含硫易切削模具钢高温热塑性行为探讨

为研究易切削模具钢高温热塑性,利用热膨胀仪分析了该材料在不同冷速下的微观组织转变规律及相变点,并绘制了CCT曲线;利用Gleeble-3800试验机模拟研究材料高温拉伸断裂行为,结合断口形貌分析材料热塑性规律。试验结果表明,该材料高温热塑性存在明显的3个区域,分别为第3脆性区、韧性区和第1脆性区。试验钢在950~1 150 ℃范围内变形性能最优,为高温塑性区;950 ℃以下为第3脆性区,断口形貌为韧窝和解理,且随着变形温度的升高,韧窝数量增多,伸长率增加,直至950 ℃拉伸后断口形貌基本上全为韧窝;1 300 ℃及以上为第1脆性区,伸长率随变形温度升高而下降。提高冷却速率,会增加冷却过程中奥氏体内部的热应力,导致在相同温度下变形时伸长率较低冷却速率时小。     

1.2%Si冷轧无取向电工钢铸坯高温延塑性研究

采用Gleeble1500应力/应变热模拟试验机对1.2%Si冷轧无取向电工钢铸坯进行了高温延塑性测试;在1 300～600℃的试验温度下,得到了试样的热塑性和强度曲线,并通过对不同温度下试样的断口形貌及脆性区夹杂物的观察,分析其在脆性温度区域的脆性断裂的机理。研究结果表明:1.2%Si冷轧无取向电工钢铸坯在1.0×10-3/s应变速率下,测试温度在1 300～600℃范围内,存在1 220℃以上的第Ⅰ脆性温度区域和780～600℃的低塑性温度区域。1.2%Si冷轧无取向电工钢780～600℃时塑性降低的原因:一方面是动态再结晶困难;另一方面是铁素体低温区域发生的氮化物(AlN)及硅铝酸盐的析出产生的晶界脆化。     

含钛中碳钢中钛氧化物析出热力学分析

摘要：以含钛中碳钢为研究对象,从热力学的角度分析了含钛中碳钢中钛氧化物析出行为,结果表明：浇注温度为（1535±10）℃且钢中溶解氧含量大于0.003%（质量分数,余同）时,低钛中碳钢中的溶解Ti可与钢中的溶解氧反应生成Ti3O5、Ti2O3,生成TiO2、TiO夹杂的可能性较小;高钛中碳钢中的溶解Ti可与钢中的溶解氧反应生成Ti3O5、Ti2O3、TiO2和TiO夹杂;同时钢中的溶解Ti能够还原钢中的SiO2、MnO、Cr2O3夹杂物并生成TiO2夹杂;低钛中碳钢中不会生成TiC、TiN、TiS和Ti4C2S2夹杂;高钛中碳钢中可能会生成TiN和Ti4C2S2夹杂。对于低钛中碳钢,控制钢中较低的溶解氧含量（<0.002%）,对于高钛中碳钢,控制钢中较低的溶解氧含量（<0.0007%）及较少的Cr2O3、MnO、SiO2夹杂数量,可有效抑制含钛中碳钢中高熔点含钛夹杂物的生成,实现中碳钢低成本钛合金化及相关连铸工艺开发。