温度和变形参数对Q345C钢连铸坯热塑性的影响

用Gleeble-2000热模拟机研究了Q345C钢250 mm×1 300 mm连铸坯热履历-连铸坯冷却过程和冷坯加热过程(300～1 320℃)的温度变化,应变速度(3～3×10-4 s-1)和降温速率(1～20℃/s)对热塑性的影响。结果表明,Q345C钢从1320℃冷却到钢的第Ⅲ脆性区,冷却速度越高,钢在第Ⅲ脆性区塑性越差;在600～850℃,连铸坯冷装加热后的热塑性要好于从液态直接冷却到这个温度区间的热塑性;在钢的第Ⅲ脆性区内,钢的热塑性随变形速率增大而变好。     

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。     

应变速率对Q460连铸坯高温力学性能的影响

摘要：采用Gleeble-3500热模拟试验机和金相法测试了不同应变速率下建筑用钢Q460连铸坯的高温力学性能,获得了600~1200℃范围内Q460连铸坯的高温强度、热塑性和最终室温组织随拉伸温度和应变速率的变化规律。结果表明,当Q460连铸坯在较高的应变速率（10s-1）下进行高温拉伸时,试样的断面收缩率随着拉伸温度的升高而升高,没有出现高温脆性区;在较低的应变速率（10-3s-1）下进行高温拉伸时,试样的断面收缩率出现了2个脆性区,第1个在1100℃至熔点温度,第2个脆性区间在700℃附近。总体来说,实验钢种的高温断面收缩率均大于65%,表明建筑用钢Q460连铸坯具有较好的高温热塑性。此外,同一应变速率下,Q460连铸坯的抗拉强度随着拉伸温度的升高而降低,而伸长率随着拉伸温度的升高而升高。     

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。     

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.     

微合金Q345B板坯连铸的高温塑性

为了研究含V、Ti、Nb微合金Q345B结构钢的高温塑性,利用Gleeble-1500D热模拟试验机对其进行热拉伸试验,分析了在应变速率为1.5×10-3s-1、变形温度700～1 300℃(Δt=100℃)变形条件下的断裂强度和断面收缩率随温度的变化情况。确定Q345B结构钢存在两个脆性区间,即第Ⅰ脆性温度区间为熔点温度1 300℃,第Ⅲ脆性温度区间为850～740℃。通过扫描电镜和光学显微镜对断口形貌及其组织进行了观察,明确了断裂原因,为连铸生产提供一定的理论指导。     

锰质量分数对Fe-Mn-C钢热物性参数的影响

 为促进Fe-Mn-C钢连铸技术的发展,对不同锰质量分数的Fe-Mn-C钢铸锭的热物性参数进行了研究。结果表明,0Mn钢的导热系数高于3Mn钢。低于750 ℃时,6Mn钢的导热系数最低;高于900 ℃时,6Mn钢的导热系数最高。3个钢种的平均线膨胀系数为1.0×10－5～1.6×10－5 ℃－1。以Z＜60%作为判据,6Mn钢的第III脆性区为600～800 ℃,3Mn钢和0Mn钢的第III脆性区分别为600～850 ℃和600～900 ℃。在6Mn钢和3Mn钢中,大量生成的形变诱导铁素体（DIF）导致低温区热塑性的恢复。然而,由于连铸矫直过程的应变速率较低,不能生成大量的DIF。因此在连铸过程中,低温区6Mn钢和3Mn钢的热塑性不能恢复。     

09CrCuSb钢连铸坯的高温力学性能

采用Gleeble-3500热模拟试验机对09CrCuSb钢连铸坯的高温力学性能进行测试,得到其在650～1 300℃的应力—应变曲线、高温强度、热塑性和塑性模量的变化规律。结果表明:应力—应变曲线中,应力峰值随测试温度升高而减小,当测试温度高于700℃时,应力—应变曲线中出现应力平台现象;连铸坯试样的高温强度较差,随温度升高,其高温强度整体呈下降趋势;在2.4×10~(-3) s~(-1)应变速率下,存在两个明显的脆性温度区间,第一脆性温度区间为1 200℃～熔点,第三脆性温度区间为700～800℃,在825～1 250℃时09CrCuSb钢连铸坯热塑性较好,断面收缩率均大于80%;连铸坯试样的高温塑性模量在675～1 300℃时小于660.099 MPa。     

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%。     

取向硅钢的高温力学性能

采用Gleeble-1500D应力/应变热模拟试验机,对实验室30 kg真空感应炉冶炼的模拟50 mm薄板坯连铸连轧流程生产的取向硅钢(0.027%C,3.06%Si)进行了高温力学性能测试。结果表明,在1×10~(-3)s~(-1)应变速率下,所测试的试验钢存在两个脆性温度区,即熔点至1 300℃的第Ⅰ脆性区和800～600℃的第Ⅲ脆性区。1390～1410℃是试验钢的裂纹敏感区间。在第Ⅰ脆性区,高温下树枝晶界面被富集溶质的液相膜包围是产生脆性的主要原因。在第Ⅲ脆性区,γ→α转变和760℃左右γ、α和Fe_3C三相共存以及晶界析出物,是造成塑性恶化的主要原因。     

CSP板坯(Q235B)高温力学性能试验研究

采用Gleeble1500对CSP连铸坯(Q235B)进行了热模拟研究;分析了试验温度为800、900、1100℃的横、纵向试样的组织和断口形貌及晶界的元素偏析和夹杂物.结果表明:CSP生产的Q235B连铸坯在600～1 320℃间存在2个脆性温度区,即1 320～1 200℃的第Ⅰ脆性温度区域和600～1 000℃的第Ⅲ脆性温度区域;在1 000～1 200℃温度范围内,Q235B钢具有良好的塑性.而在800℃时试样的Z值为8.46%.Q235B钢的第Ⅲ类脆性区的脆化原因:一方面是形变诱导铁素体呈网状析出,产生应力集中;另一方面是奥氏体低温区域发生的氮化物(AlN)析出产生的晶界脆化.AlN在奥氏体晶界的析出,在拉伸力的作用下易形成应力集中源,使空洞形成、长大并聚集,是铸坯裂纹源.     

铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能

研究了铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能和变形机制.在300~450℃条件下,分别以恒定拉伸速率10-3 s-1和10-2 s-1进行拉伸至失效试验,在真实应变率为2×10-4~2×10-2 s-1的范围内进行变应变率拉伸试验.当拉伸速率为10-2s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过100%;当拉伸速率为10-3 s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过200%,该条件下的应力指数n≈3,蠕变激活能Q=148.77 kJ·mol-1,变形机制为溶质牵制位错蠕变和晶界滑移的协调机制.通过光学金相显微镜和扫描电子显微镜观察显示试样断口处存在由于发生动态再结晶和晶粒长大而形成的粗大晶粒,断裂形式为空洞长大并连接导致的韧性断裂.      

Q235B 薄板坯高温塑性的研究

根据Gleeble1500热/应变模拟试验机测试的CSP薄板坯连铸工艺生产的成分(%)为0.16~0.20C,0.020~0.060Al_t Q235B钢的70 mm ×1 500 mm薄板坯600~1400℃热塑性曲线,得出连铸坯第Ⅲ脆性区为700~900℃,如在此温度范围矫直,铸坯易产生裂纹。通过扫描电镜分析断口形貌和电子探针的成分分析,得出形变诱导铁素体呈网状析出和奥氏体在低温区域析出氮化物(AlN)导致铸坯脆化。     

Q345B低温变形抗力模型及在矫直工艺中的应用

通过Gleeble-1500热模拟试验机对低合金钢Q345B φ10 mm × 30 mm圆件体试样在450～650℃以0.001～0.1s^-1变形速率进行真应变为0.15拉伸试验。结果表明,低温低变形速率状态下的变形抗力处于弹塑性变形区,线性段较长,当变形量大于0.06以后出现较明显塑性变形,变形抗力的变化规律与较高温状态基本类似。通过采集实验数据,应用Origin软件通过多元非线性回归建立了Q345B钢变形抗力的数学模型。应用该模型结合矫直理论公式计算了中厚板9辊矫直机矫直力,计算结果的相对误差为0.01%～6.71%。     

10B15冷镦钢连铸坯的高温塑性

通过Gleeble-1500热模拟机研究了10B15冷镦钢(%:0.17C、0.16Si、0.46Mn、0.017P、0.025S、0.0002Ti、0.000 8Als、0.001 4B)150 mm×150 mm连铸坯应变速率0.0005～0.001s-1在700～1 000℃的热塑性。结果表明,10B15冷镦钢连铸坯在850～900℃有高温脆性;应变速率的降低促进动态再结晶的发生,可以提高高温塑性;细小的B、Ti和Al的氮化物在晶界的析出起晶界钉扎作用,阻碍了晶界的滑移和动态再结晶的发生,从而使钢的高温塑性降低。     

镍基耐蚀合金GH536B(G3)的高温变形特性

通过Thermomacmaster-Z热模拟机试验和显微组织观察,研究了镍基耐蚀合金GH536B(G3,%:0.002C、20.30Cr、17.50Fe、8.70Mo、1.32W、1.90Cu、0.20Nb)1 030～1 300℃、应变速率1～25 s-1的应力-应变曲线以及温度对合金断面收缩率的影响,高温变形下合金组织的变化和应变速率对合金动态再结晶温度的影响.结果表明,G3合金变形抗力大,热成形温度区间小,随应变速率增大,热塑性降低;Φ中10 mm×140 mm试样拉伸速率为100 mm·s-1,合适的成形温度为1 130～1 260℃,当拉伸速率为200 mm·s-1,合适的成形温度为1 130～1 220℃.     

车轮钢490CL铸坯热塑性研究

利用Gleeble3800热模拟试验机研究了车轮钢490CL的铸坯高温热塑性,利用扫描电镜观察试样断口形貌,利用光学显微镜观察试样的金相组织。根据断面收缩率的变化,490CL在600～1350℃之间存在两个脆性区和一个高温塑性区,其中1320～1350℃是第Ⅰ脆性区,910～1320℃是高温塑性区,680～910℃是第Ⅲ脆性区。根据断口形貌和金相组织,分析了第Ⅰ脆性区、高温塑性区和第Ⅲ脆性区形成的原因。490CL铸坯热塑性研究为连铸生产工艺的制定提供了理论依据。     

0.11C-1.27Mn-0.02Nb-0.01Ti微合金钢连铸坯的高温脆化

在Gleeble 2 0 0 0试验机进行了Q345c hq微合金钢 (% ) :0 11C 1 2 7Mn 0 0 2 0P 0 0 0 7S 0 0 4Cu 0 0 2Nb 0 0 1Ti的连铸坯在 6 0 0～ 10 5 0℃、应变速率 5× 10 - 1 s至 5× 10 - 3 s下的高温拉伸试验。结果表明 ,应变速率为 5 0× 10 - 1 s时 ,Q345c hq钢的脆化温度为 70 0℃左右 ,当应变速率降低到 5 0× 10 - 3 s时 ,钢的脆化温度范围扩大到 6 0 0～ 90 0℃。显微组织分析得出 ,70 0℃时在γ晶界形成网状薄膜先共析铁素体 ,成为裂纹源 ,是脆化的主要原因。避免在 6 0 0～ 90 0℃脆化温度区矫直是防止该钢连铸坯产生裂纹的关键措施     

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。     

0.07C-0.85Mn-0.16S-0.05Bi钢的热变形行为

采用MMS-200热力模拟试验机,在变形温度950 ～1200℃以及变形速率0.01～10 s-1条件下对0.07C-0.85Mn-0.16S-0.05Bi钢进行一系列热压缩实验.结果 表明,实验钢的流变应力曲线呈现明显的动态再结晶特征,并且流变应力随变形温度的提升或者应变速率的下降而降低.根据不同变形条件下的峰值应力,由Arrhenius模型构建了峰值应力下的本构方程,计算实验钢热变形激活能Q并基于动态材料模型绘制真应变为0.1、0.3、0.5、0.7的热加工图.研究分析了实验钢在不同应变下的失稳区域和合理热加工区域,随着应变的增大,失稳区均出现在高速率变形区,且由低温高速率区向高温高速率区转变.最佳热加工参数为变形温度1020～1200℃、变形速率0.01～0.3 s-1.