800 MPa级高强钢的高温塑性研究

通过用Gleeble-3500热机械模拟试验机对化学成分(质量分数,％)为:C 0.07,Si 0.05,Mn 1.8,Al 0.03,Ti 0.02,Cu 0.3,Cr 0.5,Nb 0.015,Ni 0.17的A钢的高温力学性能展开研究,以0.001s-1应变速率,在温度范围650 ～1 350 ℃之间做一组高温拉伸试验,测得抗拉强度和断面收缩率.结果表明:A钢整体呈现较好的塑性,塑性低谷区温度范围较小.在775～1 250℃之间,断面收缩率均高于70％,塑性良好,第Ⅲ脆性区在650～775℃之间,A钢在700～750℃存在明显的塑性低谷.第Ⅲ脆性区断裂主要为沿晶脆性断裂,这主要是由于铁素体沿奥氏体晶界析出所致.实际连铸生产过程中可以避开此脆性区间,矫直温度尽量高于800℃.     

DP600双相钢高温塑性失效研究

采用热模拟拉伸试验研究了DP600双相钢的高温塑性。分析在700~1200℃下DP600钢热拉伸后的微观组织。结果表明:900~1200℃钢中奥氏体的动态再结晶能有效提高其高温塑性,断口为延性断裂。在900~1200℃以下组织显示奥氏体晶界处析出薄膜状先共析铁素体造成应力集中,导致在晶界处发生断裂,在800℃时塑性降低至谷底。在700~750℃由于块状铁素体大量析出,导致形变均匀塑性得到快速回升。断口附近金相组织中发现孔洞和裂纹,并且均沿着铁素体晶界存在。由于铁素体强度较低,当铁素体量较少时,应变集中在铁素体内部,微孔的形成以及晶界的分离首先从铁素体内部开始。     

高强度双相钢的高温力学性能北大核心CSCD

利用Gleeble3500热模拟试验机对双相钢连铸坯的高温力学性能进行了研究,并通过Thermo-Calc热力学计算、差示扫描量热法（DSC）以及断口形貌与组织观察的方法,分析了其脆性区间产生的原因。研究表明,实验用钢的零强度温度（ZST）和零塑性温度（ZDT）分别为1450和1440℃,凝固前沿脆化温度区间较小,具有较好的抗高温裂纹特性。高温脆性区为1415~1440℃,其脆化的原因是晶界熔化,导致实验钢在应力作用下沿晶界开裂;低温脆性区为690~870℃,其脆化的原因是α-铁素体沿奥氏体晶界析出,导致实验钢在应力作用下沿晶界断裂。     

高强度双相钢的高温力学性能

利用Gleeble3500热模拟试验机对双相钢连铸坯的高温力学性能进行了研究,并通过Thermo-Calc热力学计算、差示扫描量热法(DSC)以及断口形貌与组织观察的方法,分析了其脆性区间产生的原因。研究表明,实验用钢的零强度温度(ZST)和零塑性温度(ZDT)分别为1450和1440℃,凝固前沿脆化温度区间较小,具有较好的抗高温裂纹特性。高温脆性区为1415~1440℃,其脆化的原因是晶界熔化,导致实验钢在应力作用下沿晶界开裂;低温脆性区为690~870℃,其脆化的原因是α-铁素体沿奥氏体晶界析出,导致实验钢在应力作用下沿晶界断裂。     

V的析出对中碳锰非调质钢热塑性及组织的影响

通过热模拟试验,对比分析不加V和加V两种中碳锰非调质试验钢的高温力学性能和组织,探讨V的析出对热塑性及组织的影响。结果表明,高温形变诱导析出的V(C、N)可抑制动态再结晶行为、提高变形抗力并促进晶内铁素体转变,使热塑性降低、高塑性温度区变窄、低塑性温度区变宽,而VC主要在奥氏体向铁素体转变时沿γ/α界面的形核析出,并有利于铁素体向晶内长大。不加V和加V的试验钢经1280 ℃固溶处理后,高温变形分别在900~1100 ℃和1000~1130 ℃时,可获得高的热塑性。     

铌钛微合金化异型坯表面横裂纹的形成机理分析

在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行了Nb-Ti复合微合金化钢的高温拉伸试验,测定了铌钛微合金钢的高温塑性曲线。针对S355ML H型钢异型坯出现的表面横裂纹现象,利用OM、SEM技术手段分析了异型坯表面裂纹的微观形貌及裂纹周边微观组织。结果表明:在低应变速率下,铌钛复合微合金化钢的高温塑性曲线存在两个脆性区间及一个高温塑性区间;铌钛微合金异型坯表面横裂纹形成是在高温塑性曲线的第Ⅲ脆性区间内,沿原奥氏体晶界先共析的铁素体网膜展开,呈现出沿晶断裂特征;晶界先共析转变形成的铁素体网膜及Nb/Ti(C,N)析出相共同导致了异型坯裂纹的产生,其中先共析铁素体网膜是主要因素。     

30MnVS非调质汽车用钢高温塑性研究

通过Gleeble3800热模拟试验机对30MnVS钢的高温塑性进行测定,试样断裂后迅速喷水冷却;利用JMS-6490扫描电镜观察断口,使用0rigin8.0绘图软件绘制断面收缩率曲线、抗拉强度曲线和应力应变曲线,使用Axio Imager M2m蔡司金相显微镜对喷水冷却试样断口附近的组织进行观察。结果表明:30MnVS钢第Ⅲ脆性区的温度范围为650~900℃,奥氏体晶界处析出硫化锰、碳化钒等促进了铁素体膜的形成,沿奥氏体晶界析出的网状铁素体膜是存在脆性区的主要原因。在实际生产中,矫直要在900℃以上进行,才能有效的避免因矫直作用力产生的裂纹。     

22MnB5热成形钢连铸坯高温力学性能研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机对22MnB5热成形钢连铸坯在600～1300℃温度范围内的高温力学性能进行了测试，借助扫描电镜观察了高温拉伸后的断口形貌。系统分析了形变温度对应力-应变曲线、高温强度及热塑性的影响。结果表明，22MnB5热成形钢连铸坯的高温拉伸过程是形变强化和动态软化共同作用的结果，高温强度随形变温度的升高而下降。22MnB5热成形钢连铸坯的第1脆性区在1250℃至熔点范围内，为S和P元素在枝晶间偏析导致晶界熔融所致。第3脆性区在650～750℃范围内，为奥氏体晶界BN析出和奥氏体→铁素体相变所致，加入Ti可使第3脆性区变窄且趋向较低温度区。在800～1200℃温度范围内22MnB5热成形钢连铸坯塑性良好，可为此类钢的连铸工艺制定提供参考，以减少铸坯裂纹缺陷的产生。     

含Cu低碳钢马氏体相变原位观察

以一种含Cu低碳钢为研究对象,利用高温激光共聚焦显微镜对IQP(两相区加热奥氏体化+淬火+碳配分)工艺处理的钢的马氏体相变过程进行了原位观察。采用扫描电镜(SEM)及透射电镜(TEM)等手段对其组织演变进行了表征。结果表明:在加热过程中,奥氏体在珠光体、渗碳体界面和铁素体晶界及晶内同时形核;在淬火过程中马氏体优先在奥氏体晶界及晶内位错缠结处形核长大,新生马氏体在先形核马氏体板条上形核并与其呈一定取向关系生长;合金元素由铁素体向奥氏体配分导致淬火后组织残留更多的奥氏体,化学势驱动C原子由马氏体向未转变奥氏体中配分使残余奥氏体稳定性提高,两者协同作用促使IQP处理后的试验钢获得更多的残余奥氏体。     

740～900℃区间内氮对C-Mn钢热加工性能的影响

研究了N元素对C-Mn钢在740~900℃的热加工性能的影响,并分析讨论其影响机理,以及N、Al元素的作用。为模拟钢管热变形时的状态,将试样直接加热到740~900℃,采用1×10~(-3) s~(-1)应变速率进行拉伸,并用断面收缩率评价热塑性。试验结果表明:随着N含量的增加,C-Mn钢在740~900℃的热塑性降低,峰值应力升高;N会促使Al N沿奥氏体晶界析出,促进沿晶断裂;N会抑制动态再结晶,这可能是氮加宽热塑性低谷区的原因;AlN的析出由Al含量和N含量的乘积决定,降低Al含量也有助于改善钢的热塑性。     

12NiCrMo压力容器钢的高温力学性能

为了得到压力容器钢12NiCrMo的高温力学性能数据,采用Gleeble1500D热模拟试验机在800~1250 ℃范围内进行高温拉伸试验,得到了其高温抗拉强度及热塑性曲线,同时应用扫描电镜(SEM)对试样断口进行形貌观察和X射线能谱测定,分析不同温度区间断裂机理及钢中合金成分对高温力学性能的影响。结果表明,12NiCrMo钢在800~1250 ℃范围内,抗拉强度随着温度的升高而降低,塑性较差区出现在1209~1230 ℃温度范围内,1220 ℃时由于氧化物沿晶界析出严重,试验后出现以沿晶断裂为主的脆性断口。     

时效粗、细晶Super304H钢的第二相析出行为及力学性能

采用预变形后固溶处理的方法制备了粗晶Super304H钢试样，对比研究了粗、细晶Super304H钢试样在700℃时效过程中的第二相析出行为及力学性能。结果表明：时效过程中，细小MX相与富Cu相颗粒主要分布于奥氏体晶内，奥氏体晶粒尺寸对其析出行为影响不大。粗晶Super304H钢中的M₂₃C₆相颗粒择优沿奥氏体晶界析出，长大速率大，时效1200 h后，呈连续网络状分布。随着时效时间的延长，粗、细晶Super304H钢试样的室温及高温拉伸强度先上升后下降，最终趋于稳定，断后伸长率单调下降。时效态粗晶Super304H钢试样的室温、高温拉伸力学性能，尤其是塑性，均明显小于时效态细晶Super304H钢试样。     

回火温度对42CrMo高强钢应力腐蚀断裂行为的影响

研究了回火温度对高强度42CrMo 钢应力腐蚀断裂行为的影响。结果表明,在淬火态和低温回火态.均为沿晶断裂.K_(ISCC)很低;当回火温度高于300℃后,K_(ISSCC)随回火温度升高而显著早升,断裂方式从沿晶型过渡为穿晶韧窝和沿晶的混合型。俄歇能谱和电镜分析表明,该钢的应力腐蚀断裂行为主要决定于碳比物的分布。在淬火态和低温回火态,碳化物主要分布于原奥氏体晶界,导致沿晶断裂和 K_(ISCC)值很低。较高温度回火后,晶界上碳化物的聚集粗化和晶粒内部碳化物的大量析出,导致了断裂方式由沿晶型向混合型转化和 K_(ISCC)的明显升高。     

固溶温度对NF709奥氏体耐热钢微观组织和力学性能的影响

研究了固溶温度对固溶态和固溶+时效态NF709奥氏体耐热钢微观组织和力学性能的影响.结果表明,随固溶温度升高,钢中晶粒明显长大,一次析出相尺寸、数量均减小.700℃短时(＜300 h)时效处理,颗粒状M23C6相沿晶界析出,呈断续分布;超过1000 h时效后,M23C6相明显粗化,并沿晶界呈链状分布;随初始固溶温度升高,3000 h时效态试样晶内细小Z相和MX相的密度增加,尺寸变化不大.固溶温度对时效态试样的硬度和高温强度影响显著,1250℃固溶+700℃×3000 h时效态钢的高温(700 ℃)屈服强度达235 MPa,比1100℃固溶+700℃×3000 h时效态钢的强度(205 MPa)高出14.6％.晶界上M23C6相的粗化和晶内细小Z相、MX相的数量差别是造成这一性能差异的原因.     

Cr-Ni-Mo-N型双相不锈钢的高温塑性与影响机理

利用Gleeble-3800研究了Cr-Ni-Mo-N型双相不锈钢在700-1200℃内的高温塑性,并结合J-Mat Pro计算,金相及断口观察分析了引发试验钢高温塑性变化的机理。结果表明,试验钢的最佳热加工温度为940~1130℃,并存有两个低塑性区。其中,在较低温度700~900℃低塑性区,热塑性在800℃时达到最低,有害相σ、χ的出现导致了该塑性低凹区形成;在较高温度1150~1200℃低塑性区,带尖角的奥氏体硬质相是导致该高温区内塑性降低的重要原因。     

高锰奥氏体钢中锰的异常偏析

在高锰奥氏体钢(C=0.15%,Mn=26%,Al=4%,Si≤0.6%,S≤0.03%,P≤0.04%)高温塑性的研究中发现Mn的异常晶界偏析,致使钢高温时由塑性韧窝状断裂变为脆性沿晶断裂(图1)。但室温塑性无显著变化。     

t8/5对含Zr钢热模拟焊接热影响区组织与性能的影响

采用Gleeble热模拟方法研究了在峰值温度1400 ℃保温3 s条件下,不同t_8/5时间对一种Zr处理钢热模拟粗晶区的组织与力学性能的影响。结果表明,t_8/5时间为13~700 s时,试验钢热模拟粗晶区随t_{8/5+晶内针状铁素体+晶内多边形铁素体,硬度值由220 HV0.5降低到145 HV0.5,热模拟粗晶区的－20 ℃冲击吸收能量≥200 J。经扫描电镜分析,晶内铁素体的形核得益于试验钢中大量弥散分布的0.5~2 μm的Zr-Ti-O复合夹杂物;断口分析结果表明t8/5时间为80 s和>300 s时,热模拟粗晶区冲击韧性降低,与组织中的上贝氏体和粗大的晶界铁素体有关。}的延长,奥氏体晶粒尺寸由50 μm增加到接近520 μm,相转变组织由贝氏体逐渐转变为晶界铁素体     

650 ℃时效SP2215奥氏体耐热钢管的微观组织和力学性能

通过OM、SEM、TEM和显微硬度、室温冲击以及高温拉伸试验,研究了650 ℃时效不同时间后SP2215奥氏体耐热钢管的微观组织、力学性能及断裂机理。结果表明,固溶态SP2215钢微观组织由奥氏体,少量孪晶及未溶NbN和Z相组成;650 ℃时效时Cr23C6优先在奥氏体晶界析出,且随时效时间延长逐渐增多、粗化并形成连续网状;球形富Cu相在奥氏体晶内析出且尺寸稳定,时效2012 h约为15 nm;SP2215钢晶内室温显微硬度在时效50 h时基本达到最大值,之后趋于稳定,这与稳定富Cu相的析出强化作用有关;SP2215钢具有明显的高温时效脆化倾向,时效2012 h室温冲击吸收功较固溶态降低约78.5%,室温冲击断裂随时效时间延长由韧性断裂向沿晶脆性断裂转变,这是由Cr23C6在奥氏体晶界析出并逐渐聚集、粗化导致的。SP2215钢在650 ℃,2.5×10-4 s-1应变速率下拉伸时出现锯齿流变（Portevin-Le Chatelier, PLC）现象,锯齿类型为Type(A+B),随时效时间延长PLC逐渐“减弱”,但锯齿类型不变;随时效时间延长SP2215钢高温拉伸屈服强度基本保持稳定,抗拉强度和断面收缩率逐渐降低,高温拉伸断裂由韧性断裂向准解理脆性断裂转变。     

ABNORMAL SEGREGATION OF Mn IN AN AUSTENITIC HIGH-Mn STEEL

<正> 在高锰奥氏体钢(C=0.15％,Mn=26％,Al=4％,Si≤0.6％,S≤0.03％,P≤0.04％)高温塑性的研究中发现Mn的异常晶界偏析,致使钢高温时由塑性韧窝状断裂变为脆性沿晶断裂(图1)。但室温塑性无显著变化。     

42CrMo锚栓断裂分析

风电用42CrMo锚栓在安装过程中突然发生断裂,对断裂试样进行化学成分分析,采用金相检验与扫描电镜观察相结合的方法,分析研究断裂原因。结果表明,断口为沿晶断裂,锰元素含量超标和磷、硅、铜合金元素晶界偏聚是造成沿晶断裂的主要原因;另外,热处理时淬火温度过高造成奥氏体晶粒粗大,以及回火温度接近高温回火脆性区造成杂质元素在奥氏体晶界偏聚,这些因素的共同作用也会导致材料发生脆性断裂。