921A钢的韧脆转变温度研究

采用V型缺口试样,以冲击吸收功、脆性断面率结合断口形貌的变化对921A钢的韧脆转变温度进行了测定与分析。试验表明,921A钢韧脆转变温度为FATT50=-100℃。     

16Mn钢类裂缝冲击试样的韧脆断裂转变行为研究

对１６Ｍｎ钢类裂缝缺口试样进行了系列温度的示波冲击试验，以考察断裂载荷及冲击吸收功随温度的变化特性，发现在有效断裂载荷谷值点对应的温度Ｔｃ，＊ｄ处发生断裂的韧脆转变，该温度受控于材料的解理特征应力Ｓｃｏ。此外，落锤试验还表明：该钢的零塑性转变温度ＮＤＴ即为Ｔｃ＊，ｄ。     

16Mn钢类裂缝冲击试样的韧脆断裂转变行为研究

对１６Ｍｎ钢类裂缝缺口试样进行了系列温度的示波冲击试验，以考究断裂载荷及冲击吸收功随温度的变化特性，发现在有效断裂载荷谷值点对应的温度Ｔｃ，＊ｄ处发生韧脆转变该温度受控于材料的解理特征应力Ｓｃｏ。此外，落锤试验还表明：该钢的零塑性转变温度ＮＤＴ即为Ｔｃ＊ｄ。     

浅谈韧脆转变温度试验

采用FATT50方法可测定材料的韧脆转变温度。在用该方法对材料进行韧脆转变温度试验时，就如何掌握操作过程及断口的正确处理和曲线的绘制进行了叙述，同时对操作过程中可能出现的误差作了分析。这些因素都将是准确测出材料韧脆转变温度的关键。     

冲击韧脆转变曲线数学模型的选择

分别利用Boltzmann函数和双曲正切函数两种数学模型对系列冲击试验中的试验数据进行拟合,得到了材料的冲击韧脆转变曲线,比较了这两种数学模型的优劣和适应性,并对数学模型中各参数的选择进行了讨论。结果表明：Boltzmann函数和双曲正切函数这两种数学模型是同一函数的不同表达式,在拟合冲击韧脆转变曲线过程中都具有同样良好的效果;当曲线上、下平台不明显时,合理地假设上、下平台值,是准确预测韧脆转变温度的前提。     

30CrMnSiNi2A钢的韧脆转变温度的研究

用带有微机检索和处理数据的摆锤式冲击试验机测定了30CrMnSiNi2A钢的韧脆转变曲线,提出了判定韧脆转变的判据,解决了一般在超高强度钢中,因总冲击功随试验温度呈连续变化,没有明显的突变点而难于准确判定韧脆转变温度的困难。     

16MnR 钢弹塑性断裂韧性Ji的韧脆转变温度特性

研完了16MnR钢弹塑性断裂韧性Ji的韧脆转变温度特性。结果表明,断裂韧性Ji的韧脆转变非常明显,其韧脆转变温度大大低于夏比冲击韧性的韧脆转变温度。根据试验结果,建议采用以弹塑性断裂韧性Ji的韧脆转变温度曲线为基础来确定受静载荷低温设备的最低使用温度。     

L360管线钢的韧脆转变温度

研究了L360管线钢在冲击试验过程中各阶段能量的变化与温度、断口形态的关系,并采用几种方法对L360管线钢的韧脆转变温度进行了评定。结果表明：几种方法测得L360钢的韧脆转变温度都低于-40℃。     

风力发电机主轴用34CrNiMo6钢的韧脆转变温度分析

为获得风力发电机主轴用34CrNiMo6合金结构钢的韧脆转变温度,沿其径向不同位置处制取V型冲击试样,并在-110~25℃进行了夏比冲击试验,利用Boltzman函数对剪切断面率与温度进行拟合,得到韧脆转变温度曲线并获得脆性断面占50%所对应的试验温度(即FATT50)。利用扫描电镜分别观察试样脆性及韧性断口形貌,简要分析了该材料在脆性及韧性条件下的断裂行为。试验结果表明:该主轴用34CrNiMo6钢的韧脆转变温度在-50~-70℃,且主轴表面的韧脆转变温度比芯部的稍低。较高试验温度下试样塑性断口表现出典型的韧窝状形貌,随着试验温度的降低,逐渐向解理形貌过渡。     

混合型断口金属材料韧脆转变温度评价的仪器化冲击试验

利用典型断口材料34CrNiMo6合金钢进行仪器化冲击试验,总结出断口金属材料韧脆转变温度评价的仪器化冲击试验方法,所得结果与通过温度-能量、温度-侧膨胀值评价方式得到的韧脆转变温度基本保持一致。结果表明：仪器化冲击试验方法更稳定可靠,且仪器化冲击试验方法可以用于无法直接目视观察评价的混合型断口材料的韧脆转变温度评价中。     

钢中合金元素成分起伏对韧脆转变温度的影响

某材料为16MND5的压力容器筒体,在进行低温-20℃冲击试验时,取样位置邻近试样的冲击功却相差很大。通过对冲击功不同的试样分别进行金相检验、断口分析、化学成分分析以及能谱微区成分分析,找出了冲击功相差较大的原因。结果表明:冲击功较低试样中的钼和硅等元素微观聚集程度比冲击功较高试样中的严重,尤其是钼元素的微观聚集更为严重;由于合金元素钼和硅在钢中能提高钢的韧脆转变温度,因此偏聚严重就会导致材料在低温冲击时的冲击功相差较大;由此可以判定是由于热处理工艺不当,造成了钼和硅等合金元素的严重微观聚集,致使材料出现冲击韧度不均匀、相邻位置冲击功相差较大的问题。     

金属材料韧脆转变温度检测中的一些关键问题

探讨了在金属材料韧脆转变温度检测过程中遇到的一些问题及解决方法。结果表明:试验数据处理时采用不同的函数拟合会对最终检测结果产生较大影响,Boltzmann函数的拟合结果更贴合实际;判定韧脆转变温度的4种方法各有特点,在检测时应根据实际情况灵活运用;试样晶状区域轮廓、断口平整度特别是韧脆断面类型会直接影响剪切断面率的评价,另在检测报告中还应注明取样位置和方向;在试样数量受限的情况下,应将试样尽量分配在靠近30%~70%剪切断面率的区间来获取韧脆转变温度。     

不同标准20钢管韧脆转变温度的测定

氨制冷低温管道使用工况一般为低温、低应力,其设计温度往往按常温处理,该种管道大多数材料为20钢管。为了防止20钢管在低温工况下发生脆性断裂,试验选取执行不同材料标准的20钢管在一系列低温工况下进行夏比冲击试验,测定并比较了执行不同标准20钢管的韧脆转变温度。结果表明:执行国内不同材料标准的20钢管韧脆转变温度在-15~-25℃,可以参考其韧脆转变温度来设定材料的使用温度下限。     

10Ni5CrMoV钢低温冲击断裂行为研究

采用示波冲击试验方法，研究了１０Ｎｉ５ＣｒＭｏＶ钢在冲击断裂过程中各部分能量与温度的关系。在２０℃～－１００℃温度范围内，裂纹形成功（Ｅｉ）基本不变，裂纹扩展功（Ｅｐ）显示与总冲击功相一致的转变特征。在上平台，１０Ｎｉ５ＣｒＭｏＶ钢具有高的裂纹扩展功，Ｅｐ＞１００Ｊ；在转折区，钢的韧脆转变平缓。试验结果表明，Ｅｐ＝Ｅｉ对应的温度可作为韧脆转折温度。本试验钢的韧脆转折温度低达－８５℃，具有优良的低温韧性。     

用示波落锤试验法评价14Mn VTiRe钢的韧脆断裂行为

采用示波落锤试验法对 5mm热连轧 1 4MnVTiRe钢的韧脆断裂行为进行了研究并对落锤撕裂试样的动态断裂特征进行了评价。结果表明 ,当裂纹扩展功远大于裂纹萌生功时 ,试样处于韧性断裂状态 ;当裂纹扩展功小于裂纹萌生功时 ,试样处于脆性断裂状态 ;当裂纹扩展功与裂纹萌生功相当时 ,试样处于混合断裂状态。该结果与按标准测定的剪切面积百分数有良好的对应关系 ,说明示波落锤试验法可作为一种评定材料韧脆断裂特征的实用方法     

高压燃气站螺旋焊管韧脆转变温度的测试

分别对某高压燃气站进站螺旋焊管母材和焊缝进行了系列温度(-80~20℃)冲击试验,并综合冲击吸收能量-温度曲线和冲击断口形貌对该焊管的韧脆转变温度及适用温度进行了测定与分析。结果表明:该高压燃气站焊管母材和焊缝的韧脆转变温度(50%冲击吸收能量转变温度ETT50)分别为-34.73℃和-37.02℃;根据ISO 3183-2007,该焊管母材和焊缝分别能满足在-80℃和-40℃低温环境下的使用要求。     

拟合函数对燃气轮机轮盘韧脆转变温度评定结果的影响

为研究拟合函数对燃气轮机轮盘韧脆转变温度评定结果的影响,在不同温度下对燃气轮机轮盘进行夏比冲击试验,分别采用线性内插、玻尔兹曼函数、双曲正切函数的冲击吸收能量和脆性断面率进行拟合,计算得到相应的特定比例断口形貌转变温度FATT SEPC和特定冲击吸收能量转变温度ETT AV,并对计算结果进行了比较与分析.结果表明:对于...     

燃气高压场站典型管材的韧脆转变温度及其影响因素

通过对北京丰台南次高压站A3钢管和王四营桥高压站20钢管两种管材进行不同温度下的系列冲击试验,对两种管材的韧脆转变温度进行了测定和分析,并结合化学成分及显微组织分析了影响材料低温韧性的因素。结果表明:A3钢管在不同温度下的冲击吸收能量及剪切断面率均小于20钢管的;前者的韧脆转变温度为3.7℃,后者为-17.2℃;管材的韧脆转变温度受化学成分和显微组织的影响,化学成分中碳、硅、硫、磷元素的含量越低,其韧脆转变温度也越低;铁素体-珠光体钢在晶粒度相同的情况下,钢中铁素体含量越高,其韧脆转变温度则越低。     

不同冲击断裂方式下橡胶粒子形态对HIPS脆韧转变的影响

核-壳型/蜂窝型高抗冲聚苯乙烯(HIPS)树脂在Izod冲击和落锤冲击断裂过程中的脆-韧转变行为不同。透射电镜(TEM)对亚断裂形变区的观察表明,蜂窝型HIPS对落锤冲击作用下的脆韧转变敏感,应力集中能有效引发基体的塑性形变,呈韧性断裂,但在v-notched Izod冲击断裂过程中,却呈脆性;而核-壳型HIPS的冲击断裂性能与之相反。将LDO假说引入冲击破坏研究并结合损伤竞争准数Da和Vincent图探讨了分散相特性及冲击方式对脆韧转变行为的影响。     

低密度高锰高铝钢的动态变形行为及韧脆转变研究进展

低密度高锰高铝钢具有低密度和超高强塑性,在汽车工业领域具有良好的应用前景。综述了低密度高锰高铝钢的力学响应对温度、应变速率的依赖性,以及在不同应变速率和温度下低密度高锰高铝钢的微观变形机制和韧脆转变机理。同时分析了目前研究中存在的问题,指出了在应变速率和低温下,多缺陷与纳米尺度κ-carbide之间的交互作用机理、高应变速率诱发孪晶机制和局部温升抑制孪晶机制产生的条件等研究尚需进一步完善。随着研究的深入和完善,可以为低密度高锰高铝钢的性能优化和广泛应用提供基础。