40CrNi2MoE钢奥氏体晶粒长大的数学模型

利用金相实验方法,基于实验数据,应用Beck、Hillert、Sellars数学模型研究了40CrNi2MoE钢在加热温度850~1200℃和保温时间30~480 min下的奥氏体晶粒长大规律。结果表明,随加热温度升高和保温时间延长,40CrNi2MoE钢奥氏体晶粒逐渐长大,当加热温度超过1050℃或保温时间超过120 min时,试验钢奥氏体晶粒开始粗化。通过对Beck、Hillert和Sellars 3种晶粒长大数学模型对比分析,Sellars模型对40CrNi2MoE钢的奥氏体晶粒尺寸预测具有较高的精度,其奥氏体晶粒长大模型方程为:当温度为850℃≤T≤1050℃时,D5.49Sellars=7.64×1021texp(-390081/(RT));当温度为1050℃≤T≤1200℃时,D8.13Sellars=8.04×1041texp(-771322/(RT))。     

低碳Nb-V-Ti微合金钢X70的奥氏体晶粒长大行为

利用金相试验法对低碳Nb-V-Ti管线钢X70在1000～1200℃和0～600 s之间的奥氏体晶粒演化行为进行研究,并利用Beck、Hillert、Sellars数学方程建立了该钢种的晶粒长大模型。结果表明,试验过程中,保温温度越高,时间越长,晶粒尺寸越大,在1150℃以上晶粒越粗化。通过对3种晶粒长大方程:Beck模型,Hillert模型以及Sellars模型的对比分析,Sellars模型对X70管线钢晶粒长大预测精度最高。将模型的预测值与试验结果进行比较,符合较好,说明该方程能够较好预测X70钢的晶粒长大行为。     

A315钢奥氏体晶粒长大的数学模型

采用金相试验,应用Beck、Hillert、Sellars数学模型分析了A315钢再结晶过程中不同加热温度和保温时间下的奥氏体晶粒长大行为。结果表明,随加热温度的升高和保温时间的延长,A315钢奥氏体晶粒逐渐长大,其长大过程可以分为抑制长大阶段和自由长大阶段。通过对比Beck、Hillert、Sellars三种奥氏体晶粒长大数学模型,得出Sellars模型对A315钢奥氏体晶粒尺寸的预测有很高的精度,其数学模型方程为:当温度为950℃≤T≤1100℃时,D2.42=2.65×107texp(-187 284/(RT));当温度为1150℃≤T≤1200℃时,D2.86=3.04×1024texp(-589 475/(RT))。     

齿轮钢SAE8620H奥氏体晶粒长大演化规律

通过金相实验法研究了齿轮钢SAE8620H在950~1150℃、保温时间0~80 min之间奥氏体晶粒的长大规律,并利用Beck、Hillert、Sellars数学模型建立了其奥氏体晶粒长大模型。结果表明:SAE8620H钢奥氏体晶粒尺寸随温度升高逐渐增大,随保温时间延长而增大,在1050℃以上晶粒粗化。通过对3种晶粒长大模型的对比分析,Sellars模型对SAE8620H齿轮钢奥氏体晶粒长大预测精度最高,其晶粒长大激活能为Q=376869.353 J/mol,与根据成分计算出的Q值误差很小,建立了其奥氏体晶粒长大Sellars模型。     

超声振动下Q235钢奥氏体再结晶模型的适用性试验研究

超声振动改变碳素钢热变形条件,从而影响形变后微观组织。通过仿真和试验分析了超声振动条件下两组常用碳素钢奥氏体再结晶模型的适用性。结果表明:Q235圆柱试样1150℃加热5 min完成奥氏体化后,超声振动形变处理试样内奥氏体再结晶平均晶粒尺寸更接近C. M. Sellars模型的计算结果。试样950℃加热完成奥氏体化,800～700℃温度区间超声振动形变处理,因试样表层不具备发生铁素体动态再结晶温度条件,距表层50μm深度范围内,超声振动剧烈形变导致组织纳米化;而试样内部超声振动造成了高Z值条件,铁素体动态再结晶晶粒明显细化。     

一种磨球用高碳钢奥氏体晶粒长大行为

研究了一种磨球用钢GN-6A在不同加热温度(800~1050℃)和保温时间(30~120 min)下的奥氏体晶粒长大规律。采用直线截点法计算各试样的奥氏体晶粒尺寸,通过Arrhenius公式对奥氏体晶粒尺寸进行拟合,建立GN-6A钢在加热保温过程中的奥氏体晶粒长大模型,并验证模型的准确性。结果表明,随加热温度的升高,GN-6A钢奥氏体晶粒尺寸的长大呈指数趋势,随保温时间增加,呈抛物线趋势长大,900℃为奥氏体晶粒粗化温度,T≥900℃后奥氏体晶粒长大迅速。通过对950℃×45 min、1000℃×150 min、1000℃×180 min模型拟合的晶粒尺寸和试验结果进行比较,吻合度均高于94%,验证了该模型的正确性。     

S34MnV钢的奥氏体晶粒长大动力学

利用DIL-805AD/T动态膨胀相变仪对S34MnV钢在不同加热温度和保温时间下进行奥氏体化试验,通过晶界腐蚀、光学显微镜观察和截点法测定了奥氏体平均晶粒尺寸,并对S34MnV钢奥氏体晶粒长大规律进行了深入分析。通过对比Beck模型、Hillert模型和Sellars模型,根据实测晶粒尺寸数据拟合并优化了模型参数,建立了S34MnV钢奥氏体晶粒长大的动力学模型。结果表明:兼顾加热温度和保温时间两方面影响因素的Sellars模型的计算结果与实测数据吻合较好,可用于预测S34MnV钢在880~920 ℃加热温度范围内,保温10~240 min时的奥氏体晶粒长大规律。     

Cr-Mo-V高铁制动盘用钢的奥氏体晶粒长大行为

研究了在不同加热温度和保温时间下Cr-Mo-V系制动盘用钢的奥氏体晶粒长大行为,并采用光学显微镜以及截距法分析了加热温度和保温时间对钢的奥氏体晶粒尺寸和分布的影响。依据Thermo-Calc热力学计算软件计算了试验钢在400~1600℃范围内的析出相以及析出相的元素组成。结果表明:随着加热温度的升高,奥氏体晶粒尺寸不断增加,在850~900℃范围内,钢的奥氏体晶粒尺寸增长缓慢,晶粒较细小,950℃时奥氏体晶粒出现了异常长大现象,随后奥氏体晶粒快速长大。随着保温时间的延长,奥氏体晶粒尺寸也不断增加,但保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响比奥氏体化温度对奥氏体晶粒的影响小。结合扫描电镜分析,确定了本试验钢晶界处的析出相为V(C,N)。根据Sellars模型,确定了Cr-Mo-V试验钢的晶粒长大模型。     

10Ni5CrMoV钢的组织遗传规律及其消除工艺研究

对10Ni5CrMoV钢奥氏体化温度对晶粒尺寸的影响及奥氏体自发再结晶的基本规律作了研究。结果表明：奥氏体化晶粒急剧粗化的临界温度为1200℃；奥氏体自发再结晶的最低温度 为850℃；900℃以下奥氏体自发再结晶以形成针状奥氏体和球状奥氏体两种方式进行；二次加热时，加热温度低于900℃时都有组织遗传发生。加热温度在900℃以上时，再结晶奥氏体为球形，无组织遗传发生。加热温度超过950℃以上，细化了的奥氏体晶粒开始粗化；620－880℃等温退火＋950℃淬火具有很好的细化效果。     

中碳34CrNiMo合金钢加热过程中奥氏体晶粒长大行为（英文）

对中碳34CrNiMo合金钢在加热温度900~1200℃和保温时间0~360 s下的奥氏体晶粒演化行为进行了研究。结果表明,随着加热温度的升高和保温时间的延长,奥氏体晶粒尺寸呈现逐渐增大的趋势。基于晶粒长大的Sellars模型,通过线性回归方法建立34CrNiMo钢加热时奥氏体晶粒长大的数学模型。将晶粒长大模型预测结果与实验结果进行比较,符合良好,表明该模型能够较好地预测34CrNiMo钢奥氏体晶粒长大行为。     

Nb含量和变形量对水电站用800 MPa高强钢淬火再加热奥氏体晶粒尺寸及其分布的影响

利用Gleeble 3500热/力模拟试验机,通过1000℃+820℃两阶段热变形+900℃淬火再加热联合模拟试验,研究了Nb含量和不同热变形量对水电站用800 MPa级高强度试验钢淬火再加热晶粒尺寸及其分布的影响规律,并通过透射电镜(TEM)对形变诱导析出的Nb(C,N)的粒子尺寸、分布进行了观测。结果表明,热变形态奥氏体晶粒尺寸(D)对于再加热淬火态奥氏体晶粒尺寸(D′)具有重要遗传性影响,二者以及900℃再加热保温时间t之间存在函数关系D′=(1.0057D-6.9785)×(t/300)^0.215,用于预测800 MPa高强钢再加热淬火态晶粒尺寸时具有较高精度。增加Nb含量可同时细化晶粒尺寸D和D′,并改善晶粒尺寸分布、显著降低个别粗大晶粒出现的概率。在常用的淬火加热制度下,添加0.03%Nb和0.05%Nb的晶粒细化效果基本相当,兼顾其经济性应优选0.03%Nb。TEM观测结果表明,含Nb变形态试样中存在大量10～30 nm尺寸的Nb(C,N)粒子,其数量和密度随Nb含量增加而增加,但粒子尺寸并未随之明显增大。通过热力学计算并综合粒子尺寸和形成时间推断,...     

18CrNiMo7-6齿轮钢的热变形行为及组织演变规律

利用Gleeble-3500热模拟试验机对18CrNiMo7-6齿轮钢进行了等温单道次压缩试验,研究了变形温度为900～1150℃,应变速率为0.01～5 s^-1,应变为0.76的条件下材料的热变形行为;并且通过光学显微镜对热变形后的微观组织进行了分析。建立了唯象型Arrhenius本构方程,预测的峰值应力与试验数据具有很好的一致性。高温热变形过程是加工硬化与动态回复以及动态再结晶的竞争过程,在热变形的过程中会形成变形晶粒、再结晶晶粒、等轴晶和晶粒长大等4种类型的微观组织。当应变速率为0.01 s^-1时,动态再结晶程度与变形温度成正比,当变形温度超过1050℃时,变形能转变成晶粒长大的驱动能,使得晶粒粗大;当应变温度一定(1050℃)时,随着应变速率的增大,动态再结晶发生不完全,导致晶粒组织出现细化、畸变、不完全再结晶共存的现象。变形程度越大,晶粒越细小。     

A Multi-phase Field Model for Static Recrystallization of Hot Deformed Austenite in a C–Mn Steel

A multi-phase-field model has been developed to simulate the microstructure evolution and kinetics of the austenite static recrystallization(SRX) in a C–Mn steel. In this model, the bulk free energy that coupling the deformation stored energy with a special interpolation function is incorporated. Both the deformed grain topology and the deformation stored energy have been included in order to investigate the influence of pre-deformation on the subsequent austenite SRX at different hot deformation levels. Diverse scenarios of microstructure evolution show different deformation-dependent recrystallized grain sizes. The transformation kinetics is then discussed by analyzing the overall SRX fraction and the average interface velocity on the recrystallization front.     

Static Recrystallized Grain Size of Coarse-Grained Austenite in an API-X70 Pipeline Steel

The effects of initial grain size and strain on the static recrystallized grain size of coarse-grained austenite in an API-X70 steel microalloyed with Nb, V, and Ti were investigated using a Gleeble-3800 thermomechanical simulator. The results indicate that the static recrystallized grain size of coarse-grained austenite decreases with decreasing initial grain size and increasing applied strain. The addition of microalloying elements can lead to a smaller initial grain size for hot deformation due to the grain growth inhibition during reheating, resulting in decreasing of static recrystallized grain size. Based on the experimental data, an equation for the static recrystallized grain size was derived using the least square method. The grain sizes calculated using this equation fit well with the measured ones compared with the equations for fine-grained austenite and for coarse-grained austenite of Nb-V microalloyed steel.     

Nb微合金化低碳贝氏体圆钢的组织细化

通过热模拟试验研究了Nb微合金化在长材低碳贝氏体钢中的作用机理。研究表明对该成分的低碳贝氏体钢采用线棒材轧制时,形变诱导析出Nb(CN)抑制再结晶主要发生在轧后过程中,抑制了轧后相变前的奥氏体晶粒长大,同时抑制了贝氏体板条束的长大。变形后在空冷条件下,3 s后开始发生明显的析出,在900℃以下变形,在贝氏体相变前,可获得约10μm的均匀细小的奥氏体晶粒。     

热变形参数对40CrNiMo钢组织的影响

利用Gleeble1500热/力学模拟实验机,对40CrNiMo钢进行双道次热模拟单向压缩试验。分析了40CrNiMo钢在变形温度为950、760℃,变形速率为0.5～30s-1,变形量为0.05～0.4,热变形后的奥氏体组织特征。结果表明,在950℃时,奥氏体组织能发生动态再结晶,最终奥氏体晶粒形状取决于变形速率和变形量;40CrNiMo钢在760℃时奥氏体组织发生动态回复,最终奥氏体晶粒呈扁平的"薄饼"状,奥氏体晶粒的变形程度取决于变形量的大小。     

35CrMo钢热变形机制的模拟研究

以弯曲镦锻 3 5 Cr Mo钢火车曲轴为例 ,通过将该钢以 90 0℃～ 1 2 5 0℃变形温度 ;0 .0 5 s-1、0 .5s-1、1 .0 s-1的应变速率 ;在 Greeble-1 5 0 0试验机上进行压缩 1 5 %～ 80 %的热变形实验 ,和随后进行的微观组织分析得出了 :材料热变形屈服应力变化模型 ;材料热变形本构关系 ;动态与静态再结晶模型和热加工参数与微观组织变化的相关性资料。描绘了在 1 2 5 0℃ ,应变速率为 1 .0 s-1时 ,3 5 Cr Mo钢热变形应力应变曲线和相应的再结晶组织。通过对 3 5 Cr Mo钢在高温大变形条件下 ,试件内部各区域晶粒尺寸的回归计算 ,验证了该钢热变形晶粒计算模型。所得出的实验结果和计算模型为热成形工艺分析和质量控制提供了科学的依据     

38CrMoAl钢的奥氏体晶粒长大行为

将38CrMoAl钢加热至1000~1200 ℃ 的奥氏体化温度,保温时间为0~300 s,研究了奥氏体化温度和保温时间对奥氏体晶粒长大行为的影响。试验结果表明,试验钢奥氏体平均晶粒尺寸随奥氏体化温度升高而增大,且晶粒长大速率随着温度的升高而增大。在同一奥氏体化温度下,奥氏体平均晶粒尺寸随保温时间的增加逐渐增大,且晶粒长大速率随时间的延长逐渐减小。根据试验钢奥氏体晶粒尺寸试验数据,建立了38CrMoAl钢奥氏体晶粒尺寸与奥氏体化温度和保温时间关系的Sellars模型,并验证了模型的准确性。     

基于Matlab的300M钢奥氏体晶粒的长大规律

研究了300 M钢在不同加热温度(850～1180℃)和保温时间(5～120 min)下的奥氏体晶粒长大规律。绘制了300 M钢奥氏体晶粒尺寸在不同加热温度和保温时间下的等值线图;利用Sellars晶粒长大模型,构建了300 M钢的奥氏体晶粒长大数学模型。结果表明,300 M钢在高温加热时具有较好的抗晶粒粗化能力,在1050℃左右开始粗化。奥氏体晶粒尺寸等值线图可定性和定量预测奥氏体晶粒长大规律;奥氏体晶粒长大数学模型可用两个数学公式来描述,即当加热温度为850℃≤T≤1050℃时,d6.14=texp(68.97-64945.88/T);当加热温度为1050℃≤T≤1180℃时,d7.39=texp(134.56-144504.52/T)。     

23MnNiMoCr54钢的热变形行为

利用DIL 805A型热膨胀仪测定了23MnNiMoCr54钢的热膨胀曲线,结合硬度检验绘制出试验钢的CCT曲线,并对其动态相变及动态再结晶规律进行了研究分析。结果表明,23MnNiMoCr54钢的临界转变点Ac₃=806 ℃,Ac₁=713 ℃,CCT曲线中无珠光体转变区,当冷速≥0.5 ℃/s时,开始发生马氏体相变。变形量为10%时,变形温度在850~1150 ℃范围内时,试验钢的奥氏体晶粒边界稳定,晶粒大小没有发生明显变化,没有发生动态再结晶,软化机制以动态回复为主。变形量为40%时,变形温度在850 ℃时试验钢没有发生动态再结晶,软化机制以回复为主;温度为900~950 ℃时出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,动态再结晶开始发生;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。变形量为50%时,变形温度在850~950 ℃时试验钢出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,发生了部分再结晶;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。变形量为60%时,变形温度在850~950 ℃时试验钢出现了不稳定的奥氏体晶界和细小晶粒,发生了部分再结晶;温度为1000 ℃时,发生了完全动态再结晶。