含Nb、V、Ti钢连铸坯中碳、氮化物的析出及钢的高温塑性

在１０－３ｓ－１应变速率下对含铌、含铌钛和含铌钒钛钢连铸坯试样的高温塑性进行了测定。高温下拉伸试样中主要以ＴｉＮ的析出为主，在９００℃左右，铌的碳氮化物析出达到高峰，钒的析出温度低于钛、铌，在７００℃时仍有相当数量的钒析出。试样中主要有３类碳、氮化物析出：①高温下析出的块状ＴｉＮ；②９００℃附近析出的微细动态析出产物（此类析出物造成钢塑性的急剧降低）；③依附在ＴｉＮ颗粒上生成的复合析出物。含较多铌、钒的试样γ→α先共析转变延迟，其在第Ⅲ脆性温度区的脆化向低温侧延伸     

含铌钛微合金化钢连铸坯高温变形试样中碳氮化物的析出

铌、钛微合金化钢连铸坯高温变形试样中主要有三类碳、氧人合物析出；（１）高温细Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）动态析出物；（３）温度低于９００℃区间洞晶界和在晶粒基体内部析出的微细Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）动态析出物；（３）温度低于９００℃后Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）依附在ＴｉＮ颗粒上生成的复合析出物，在９５０－９００℃区间析出的微细Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）是造成此温度区间试样延塑性急怖降低的主要原因，由于氮优先与钛反应，减少了低温时Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）ｔ     

钙处理对集装箱板钢铸坯高温延塑性影响研究

测定了集装箱板钢的高温力学性能 ,并比较钙处理和合金元素对其的影响。试验结果表明在1× 10 - 3 / s应变速率下 ,集装箱板钢连铸坯在凝固温度～ 6 0 0℃间存在两个脆性温度区域。细小的脆性夹杂物Ca S优先析出并聚集在奥氏体晶界 ,使晶界进一步脆化 ,造成钙处理钢铸坯试样在 80 0～ 90 0℃时的延塑性低于未经钙处理钢试样。为提高耐大气腐蚀能力而添加的合金元素 P对其高温力学性能没有造成明显不利影响。同时结果表明集装箱板钢试样的零强度温度 (ZST)在 144 0～ 145 0℃左右 ,零延性温度 (ZDT)在 140 0～ 1410℃左右。     

集装箱板钢高温延塑性研究

本实验采用Gleeble-1500热－力学模拟实验机,测试了集装箱板钢－IV5934E1钢连铸坯试样从熔点到600℃温度区间的高温力学行为,以断面收缩率（R．A．）为标准对钢的高温延塑性进行了评价。采用金相、扫描电镜等手段对拉伸试样急冷后断口的组织、形貌进行了分析,得到IV5934E1钢各脆性区的脆化原因及机理。结果表明：在熔点－600℃的温度区间内,IV5934E1钢存在第I和第Ⅲ两个脆性区。第I脆性区内,高温下晶界处富含硫、氧等杂质是导致沿晶断裂主要原因;第Ⅲ脆性区内,钢的脆性主要发生在（r＋a）两相区高温域（800℃－775℃）,由于先共析铁素体沿晶界析出使钢的塑性降低。IV5934E1钢中高含量的磷和铜未对钢的高温延塑性产生不良影响。     

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。     

微合金化钢高温延性试验后的晶界析出特性

在850℃和950℃的温度下，通过拉断试验研究了微合金化钢的高温延性，并利用一种试验装置（该装置能够在试样变形到预定程度后对其快速淬火）分析了钢在塑性变形期间的显微组织破坏。利用纵断面试样研究材料的显微组织。将变形的试样在液氮中断裂，并通过传统及场发射SEM分析高温分离形成的表面，从而进一步分析断裂表面。经证实，独立态或结合态形式的AlN和Nb（C，N）沉淀物会对原始奥氏体晶界产生影响。钢中的高温断裂敏感性之间的差别由析出物尺寸和体积分数计算得出。     

含钒微合金钢连铸坯高温塑性的研究

对含钒微合金化钢连铸坯的高温塑性及变形试样中钒的碳、氮化物析出量进行了研究。研究结果表明，钒的碳、氮化物析出比在９００～８２５℃之间最高，８２５℃时钒的碳、氮化物析出速度最大，在８００～７００℃之间，变形试样中仍有１０％～１７％钒的碳、氮化物析出。钒对钢在第Ⅲ脆性温度区的塑性有较大的影响，含钒高的钢铸坯试样脆化程度严重，且脆化向低温方向延伸。     

中碳微合金化钢高温延塑性的研究

借助Gleeble1500热模拟试验机测试了含Nb和含Nb、Ti两种中碳微合金化钢的高温力学行为,分析了析出物、相变、动态再结晶对微合金化钢高温延塑性的影响。结果表明:试验钢种无第Ⅱ脆性区出现;含Nb钢第Ⅲ脆性区的温度范围为950~700℃,含Nb、Ti钢第Ⅲ脆性区的温度范围为900~725℃;微合金化元素Ti的加入可以细化奥氏体晶粒使含Nb微合金化钢高温塑性槽变窄、变浅;析出物沿晶界多而细小的析出和γ→α相变是第Ⅲ脆性区微合金化钢高温延塑性变差的主要原因。实际生产中通过优化二冷区水量,采用弱冷,可以有效降低微合金化钢表面微裂纹的发生率。     

冷作模具钢D2钢高温变形行为的研究

利用ＧＬＥＥＢＬＥ－１５００热力模拟机，对Ｄ２钢的高温变形行为进行实验研究，结果表明：Ｄ２钢在变形温度为９００￣１１６０℃、变形速率为０．０１￣１０ｓ＾－１的区间变形时，发生动态再结晶、动态应变时效、脆性穿晶断裂以及热裂等过程，并分析了其原因。在此基础上对Ｄ２钢的高温变形工艺制度进行了优化，以指导生产实践。     

含碳0.07%—0.03%碳素钢连铸坯的热延性

在１和１０＾－４ｓ＾－ｓ应变速度下对碳含量较低（０．０７％）、中等（０．１１％￣０．１３％）和较高（０．３０％）的钢的连铸坯试样的热延性进行了测试。在１３００￣１０００℃之间，各钢种试样均具有良好的延性。在该温度区间，碳含量中等钢试样抵抗裂纹产生的能力不低于碳含量较你和较高钢。在γ单相区低温域，碳含量和较高钢试样的延性显著低于碳含量中等钢。而在γ＋α两相域，钢的低延性区域随碳含量的增加向低温方向移     

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。     

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.      

18Mn-18Cr-0.5N 钢氮化物等温析出动力学研究

用金相法并结合Ｘ射线衍射（ＸＲＤ）分析研究了１８Ｍｎ－１８Ｃｒ－０．５Ｎ钢在８００￣９５０℃范围内氮化物由奥氏体中等温析出的过程，获得了相应的氮化物等温析出动力学曲线。结果表明，对于１８Ｍｎ－１８Ｃｒ－０．５Ｎ钢，在９５０℃以上无氮化物析出，Ｃｒ２Ｎ等温析出的鼻尖温度约为８６０℃，其不析出的临界冷却速度约为０．７５℃／ｓ，Ｃｒ２Ｎ析出量（ｘｖ／％）与奥氏体点阵常数（ａγ／ｎｍ）的关系为ｘｖ＝－９２     

奥氏体化温度对4Cr5MoV1Si（H13）高温脆性的影响

本文研究了奥氏体化温度以及变形温度对4Cr5MoV1Si(H13)钢高温脆性的影响,试验结果表明,当奥氏体化温度等于或大于115℃时出现高温脆性。作者认为沿晶界析出的第二相颗粒、碳化物在热变形过程中的动态析出、杂质原子在晶界的偏析以及晶粒尺寸的大小是影响高温脆性的重要因素。     

低碳钢Q345B大方坯热塑性研究

采用Gleeble 1500热模拟机对Q345B钢在1×10-4s-1和1×10-3s-1应变速率下的热塑性进行了研究。研究表明:在1×10-4s-1的应变速率下,试样在600～TL℃的温度范围内存在两个脆性区,即高温脆性区,为1 217～TL℃,低温脆性区,为600～930℃;在1×10-3s-1的应变速率下,试样在600～TL℃的温度范围内不存在高温脆性区,仅存在低温脆性区,为600～915℃。影响Q345B钢热塑性的主要因素是S偏析、应变速率、铁素体的析出以及细小的AlN粒子的析出。     

Nb对V-N微合金化钢高温热塑性的影响

摘要：使用Gleeble热模拟机研究了V-N和V-N-Nb微合金钢的高温热塑性,利用SEM和金相显微镜对热拉伸试样断口形貌和组织进行分析,并通过TEM对析出相进行了表征。结果表明在V-N钢基础上添加质量分数为0.024%的Nb,总体上降低了在第Ⅲ脆性温度区（950~600℃）的热塑性,使塑性低谷区变宽、变深。断面收缩率Z值低于40%的临界温度区间,V-N钢为862~713℃,而V-N-Nb钢在903~700℃以下,塑性低谷区宽度增加了54℃以上。2种钢的Z最低值在750℃,V-N钢为24.5%,V-N-Nb钢为15.5%。A3温度以上,V-N-Nb钢中更多细小的碳氮化物析出是它热塑性低于V-N钢主要原因;A3温度以下,750℃时Z最低值是由薄膜铁素体和碳氮化物析出综合作用的结果,温度降至700℃时Z提高,较厚的晶界铁素体和晶内铁素体生成是Z升高的主要原因。     

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。     

X70管线钢连铸高温延塑性研究

在600～1350℃对X70管线钢进行了拉伸试验，通过扫描电镜和金相显微镜展示了不同温度区断口的组织形貌，并研究了C、N含量对试样面缩率的影响。结果表明，700～900℃为XT0钢的第三脆性区，面缩率低于40％。随着C、N含量的增加，1000～1250℃高温塑性区的塑性呈下降趋势，但对第三脆性区的塑性却略有改善作用，这与Nb、V等合金元素的碳氮化合物在晶界析出所产生的钉扎作用有一定关系。     

高碳钢高温力学性能研究

在Gleeble-2000动态热模拟试验机上采用凝固法研究了高碳钢的高温力学性能.测定了tZD(零塑性温度)、tZS(零强度温度).在4×10-4/s应变速率条件下,所测钢种在熔点到750 ℃范围存在两个脆性温度区域,即熔点到1 300 ℃的第Ⅰ脆性温度区域和750～925 ℃的第Ⅲ脆性温度区域.在第Ⅲ脆性温度区域,γ单相AIN、NbN等氮化物在γ晶界的析出和在γ α两相区先共析α相呈网膜状,在γ晶界的析出是造成钢脆化的主要原因.通过控制钢中氮、铝含量,以及采用合理的冷却方式可以提高钢种的内在质量.     

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。