第三代汽车钢的热塑性及断裂机理

采用Gleeble-1500热模拟试验机,对第三代汽车钢(TG钢)在不同的变形温度下进行了热拉伸试验,研究其热塑性的变化.运用光学显微镜和扫描电镜分析了实验钢热变形的断口形貌及断裂机理.发现实验钢的强度随温度的升高而降低,热塑性曲线分为第Ⅰ脆性区、高温塑性区和第Ⅲ脆性区三个区域,其中第Ⅲ脆性区存在两个塑性极小值.在1300～800℃时实验钢的组织为奥氏体,断裂方式为连孔延性断裂,动态再结晶使韧窝分离前发生了较大的塑性变形,断口为大而深的韧窝;750℃时实验钢沿奥氏体晶界析出铁素体,断裂方式为界面断裂,断口既存在着铁素体内聚失效形成的小的孔洞,也存在由于裂纹沿奥氏体晶界扩展形成的石块状形貌;650℃由于出现了铁素体的准解理,实验钢的塑性下降,热塑性曲线再次出现极小值.     

焊接气瓶钢HP295热塑性研究

采用Gleeble 3500热模拟试验机对焊接气瓶钢HP295的高温热塑性能进行测试,利用OM、SEM、EDS对实验钢热变形后的微观组织、断口形貌及微区成分进行表征,并对断裂类型及影响因素进行分析。结果表明,在500～1100℃的温度范围内,实验钢的断面收缩率R_A均超过了77%,整体表现出了良好的高温塑性;实验钢的热塑性曲线在700～900℃之间出现了一个"塑性凹槽",在800℃时试样的断面收缩率达到极小值77.98%,故实际生产中应避开这一温度范围,在铸坯表面温度高于900℃时进行矫直。HP295钢在900℃以上的高温塑性区,表现为穿晶韧性断裂;在800℃塑性极小值时,铁素体在奥氏体晶界的析出降低了实验钢的塑性,表现为沿晶韧性断裂。     

Cu、As和Sn对低合金钢连铸坯第Ⅲ脆性区的影响

为了研究残余元素Cu、As和Sn对钢高温延塑性的影响,采用Gleeble-1500热模拟试验机测试了含有一定量Cu、As和Sn低合金钢连铸坯的高温延塑性,得到了低合金钢第Ⅲ脆性温度区在920～730℃之间.结果表明:第Ⅲ脆性温度区脆化的主要原因是奥氏体单相区低温域钢中Cu、As和Sn等残余元素在奥氏体晶界的偏聚削弱晶界结合能,导致试样沿晶脆性断裂;奥氏体和铁素体两相区在原奥氏体晶界析出的网状铁素体导致试样沿晶开裂.钢中的Cu、As和Sn元素增加第Ⅲ脆性温度区的宽度和脆性凹槽的深度,同时提高第Ⅲ脆性温度区的上限临界温度.     

含铌钛钢X—52连铸坯的高温延塑性

测试了溶点－７００℃温度区间含铌钛钢Ｘ－５２连铸坯的高温延塑性。根据断口形貌、组织以及钢中析出物等的变化情况分析了该钢的脆化机理。结果表明：在熔点－７００℃温度区间，Ｘ－５２钢存在２个脆性区，熔点－１３８０℃的第Ⅰ脆性区，９２５－８２５℃的第Ⅲ脆性区。细小的ＮｂＣＮ沿奥氏体晶界的动态析出是造成第Ⅲ区脆化的主要原因。可通过向钢中添加少量的钛，以降低晶界处细小的ＮｂＣＮ的析出量，防止先共析铁素体在奥氏     

中碳钢高温力学和冶金行为

采用Gleeble 1500热模拟机对CSP生产的SS400、Q235B和Q345B钢的热塑性进行了研究.结果发现,所研究的钢存在两个低塑性区,即凝固脆性温区(Tm～1 310℃)和低温脆性温区(850～725℃).试样断口金相和成分分析表明:产生凝固脆性温区的原因主要是高温下枝晶间有害元素S、P和O富集形成液膜;产生低温脆性温区的原因主要是奥氏体晶界出现铁素体薄膜以及细小AlN析出造成连铸坯的塑性降低.根据研究结果,提出了改善钢的热塑性防止铸坯裂纹的工艺建议.     

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AlN颗粒,但对钢的热塑性没有影响.     

高碳钢连铸板坯高温力学性能

采用Gleeble-1500热模拟试验机测量了高碳钢连铸板坯的高温力学性能,得到了第Ⅰ、第Ⅲ脆性温度区的温度范围.结果表明:第Ⅰ脆性温度区脆化的主要原因是晶界部位的低熔点物质在高温下首先熔化,从而导致试样沿晶界开裂;第Ⅲ脆性温度区脆化的主要原因是在奥氏体部位析出的网状铁素体导致试样沿晶界开裂;在奥氏体单相区,由于氮化铝的析出导致钢种的塑性恶化.     

中碳铝硅镇静钢连铸坯的高温延塑性

采用Ｇｌｅｅｂｌｅ－１５００热模拟实验机测试了宝钢生产的易出现角模裂纹缺陷的中碳铝硅镇静钢ＧＲ４１５１连铸坯的高温延塑性，并通过金相、扫描电镜等对拉断后试样的断口及组织形貌进行了分析检验。结果表明：ＧＲ４１５１钢在熔点￣７００℃的温度区间存在２个脆性区域，即熔点￣１３３０℃的第Ｉ脆性区和８６０￣７４０℃的第Ⅲ脆性区，γ单相域ＡＩＮ等氮化物在γ晶界析出在γ＋α两相区先共析铁素体叶网状并在γ晶界析出是     

合金弹簧钢连铸坯高温力学性能分析

为了时合金弹簧钢高温力学性能进行分析,采用Gleeble1500热模拟试验机测试了典型弹簧钢钢种SUP9、50CrVA、60Si2Mn的高温力学性能,绘制了3个钢种在600～1 350℃区间内的抗拉强度和热塑性曲线.应用扫描电镜对试样断口形貌进行观察,分析了3个钢种在不同温度区间的断裂机理,讨论了钢种成分及夹杂物对高温力学性能的影响.研究发现:SUP9、50CrVA、60Si2Mn存在第Ⅰ脆性区(Tm～1 315℃,Tm～1 281℃,Tm～1 316℃)和第Ⅲ脆性区(600～930℃,650～956℃,600～980℃).前者产生的原因是高温下枝晶间有害元素S、P和O富集形成液膜,后者是由于奥氏体晶界出现铁素体薄膜以及细小AlN的析出.     

800 MPa级耐酸管线钢高温热塑性研究

以一种800 MPa级耐酸管线钢铸坯为研究对象,采用Gleeble 3500试验机对其高温力学性能进行测试,运用金相显微镜、体视显微镜、扫描电镜及显微硬度计,对实验钢拉断后的微观组织、断口形貌及显微硬度进行表征。结果表明,在600～1000℃温度范围,实验钢种的断面收缩率均大于70%,表现出了较好的高温热塑性,但热塑性曲线在700～850℃之间出现了塑性低谷区,这与原始奥氏体晶界处先共析铁素体网膜的析出有关,故铸坯矫直温度选择应避开该温度区间。此外,实验钢还具有较好的高温强度,600℃下抗拉强度可达353 MPa。     

1 000 MPa热镀锌双相钢组织和断裂机理

模拟热镀锌工艺,在实验室生产了1 000 MPa级热镀锌双相钢. 利用原位拉伸实验,对其断裂行为进行了观察,进一步探讨了其断裂机理. 结果表明:实验用钢经820 ℃退火后,可以获得抗拉强度为1 022 MPa、延伸率为9.5%的F+M双相钢;动态拉伸过程中,裂纹尖端的塑性区会萌生新的微裂纹,塑性区内的铁素体晶粒内部会产生"波状"滑移带;当裂纹扩展到马氏体岛时会改变方向绕过马氏体,扩展到铁素体晶粒时,以微孔相连的塑性方式使铁素体开裂;最终断裂以塑性断裂的形式发生,断口形貌为韧窝状.     

中温压力容器钢12CrMo的高温塑性研究

通过热模拟试验对中温压力容器钢12CrMo连铸坯的高温塑性进行研究.在不同的变形温度下采用10-3 s-1的应变速率对试样进行拉伸变形,测量拉伸断口的面缩率,并对拉伸断口的显微组织和析出物进行分析.结果表明, 当变形温度高于900 ℃时,试样在拉伸过程中发生动态再结晶,其面缩率大于85%,表现出优良的高温塑性;当变形温度为850 ℃时,有大量细小的AlN在12CrMo钢中弥散析出,其尺寸约为10 nm;当变形温度降至800 ℃时,大量的先共析铁素体沿奥氏体晶界析出,形成网状结构,试样面缩率降至36%,12CrMo钢的高温塑性显著下降.     

硼对12Ni3CrMoV高强度钢焊接接头冷裂敏感性的影响

低碳调质高强度钢中添加硼对焊接冷裂敏感性的影响较少有人研究,并存在两种不同意见.本文对含硼量分别为0.005%,0.0014%,0.0028%,0.0035%的12Ni3CrMoV调质高强度钢焊接冷裂敏感性进行研究.试验结果表明:1.插销试验临界应力:含硼钢比无硼钢(含硼0.0005%)高;含硼钢中,临界应力按含硼量0.0014%,0.0028%,0.0035%的顺序递减.2.扫描电镜断口分析:无硼钢有沿晶断裂区、准介理断裂区和韧窝断裂区.含硼钢没有沿晶断裂区,只有准介理断裂区和韧窝断裂区.3.焊条未烘干时,无硼和含硼钢的插销临界应力都降低,无硼钢沿晶断裂区扩大,含硼钢仍无沿晶断裂区.4.硼在HAZ粗晶区中沿奥氏体晶界形成偏聚带,硼相主要沿奥氏体晶界呈不连续点状析出.含硼愈多,沿奥氏体晶界偏聚和硼相析出也愈多.5.C.D.Beachem提出的断口形貌发展过程示意图可以解释无硼钢断裂,不能完全解释含硼钢断裂过程.6.裂纹敏感性成分Pcm值表达式中,硼项系数为" 5"值得商榷.就本文钢材而言,硼项函数应为"负变数".本文对含硼钢延迟裂纹机理作了探讨.     

无硅TRIP钢力学性能的研究

无硅TRIP钢采用临界区加热等温淬火热处理,获得铁素体,贝氏体及大量稳定残余奥氏体的三相组织·通过对其显微组织观察,断口形貌分析,与高硅TRIP钢力学性能的相互比较,探讨了无硅TRIP钢相变诱发塑性的行为·结果表明:无硅TRIP钢在拉伸变形过程中,应变诱导相变,相变诱发塑性;其拉伸断口形貌呈韧性断口特征;经790℃加热在400℃等温5min时,抗拉强度达到754MPa,延伸率达到36%,综合性能(强塑积)达到27144MPa%的最高值·     

铁素体不锈钢热轧板材的拉伸行为和断裂特征

用金相显微镜、X射线衍射仪、SEM手段研究2种铁素体不锈钢热轧板材0.04C-16Cr、0.02C-12Cr在室温下的拉伸行为和断裂特征.结果表明,这2种铁素体不锈钢的强度高,但塑性较差;C、Cr含量较低的0.02C-12Cr钢的强度、硬度均较0.04C-16Cr的高,这是由于0.02C-12Cr在空冷过程中产生了大量的马氏体;2种钢室温下都为韧性断裂,其断口微观形貌主要为细小韧窝聚集,沿轧制方向分布的条带组织中存在细小的碳化物颗粒,成为韧窝的发源地;部分断口出现了分层和侧向开裂现象.分析其断口形貌、断裂过程和组织特征,可知沿着轧制方向分布的条带组织致使材料表现出上述力学行为和断裂特征.     

低锰铝系Fe-Mn-Al-C低密度钢的高温热塑性研究

本文基于工业化应用角度设计了一种Al、Mn含量较低的低密度钢,采用Gleeble 3500热模拟试验机对其高温热塑性进行研究,并采用金相显微镜、体视显微镜及扫描电镜对拉断后钢样的微观组织和断口形貌进行表征.结果表明,实验钢种的热塑性曲线在760～820℃出现了塑性低谷区,断面收缩率均小于80％,790℃拉伸时钢样的断面...     

铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究

在扫描电镜下原位观察了两种钢的拉伸变形过程,两种钢分别为以铁素体为主、含少量珠光体的纯净高强钢和以珠光体为主、含少量先共析铁素体的车轮钢.纯净钢拉伸时,不论试样厚度满足平面应变与否,均以铁素体的滑移变形为主,并最终导致韧性开裂,裂纹连续扩展,少量的珠光体对整个变形断裂过程几乎没有影响;断口呈现韧窝状.对于车轮钢,当试样厚度很薄不满足平面应变条件时,尽管先共析铁素体很少,拉伸时,仍以先共析铁素体的变形为先导过程,并在先共析铁素体与珠光体的界面处优先开裂,成为不连续微裂纹,断口呈现韧窝和准解理两种混合特征;当试样厚度满足平面应变条件时,则以珠光体中渗碳体片层的脆性开裂为主,断口呈现准解理特征.     

12Cr1MoV连铸钢坯高温力学性能研究

在Gleeble-1500热模拟机上进行了低合金钢12Cr1MoV热模拟实验,测试了从600℃到峰值温度,涵盖了连铸时从结晶器到输出辊道的整个温度范围,得出了12Cr1MoV在不同应变速率不同温度下的流变曲线、强度曲线和热塑性曲线,观察了不同温度下试样的断口形貌组织.实验结果表明:低合金钢12Cr1MoV的ZST为1425℃,ZDT为1400℃.在1100~1300℃范围内,钢的断面收缩率均大于60%,具有良好的塑性;脆性范围为1350℃到熔点和900℃以下.     

304HC不锈钢的热塑性及变形抗力的模型

利用热力模拟机测定了304HC不锈钢的热塑性图·分析了Cu元素对热塑性的影响,并建立了变形抗力数学模型·采用金相、扫描电镜、能谱射线及电子探针研究了热变形后的显微组织、夹杂物和断口形貌·结果表明:304HC不锈钢随Cu质量分数的升高,其热塑性下降·加工温度对热塑性也有重要的影响,合理的加工温度为1100～1200℃·塑性下降的原因是在冷却过程中从奥氏体中析出Cu2S,Cu2O等脆性化合物·     

Effect of Columnar Crystals on Fatigue-Creep Failure Behaviour of Fe-Ni-Cr Alloy

研究了在交变应力与平均应力迭加条件下，柱状晶体对铁镍铬金的疲劳－蠕变失效行为的影响，结果表明，疲劳－蠕变应力迭加对合金产生交互作用，使其循环断裂寿命大大降低．具有横向柱晶界的试样受到了最强烈的交互作用．断口形貌观察揭示了沿柱晶界脆断是具有横向晶界试样的主要疲劳－蠕变断裂机理．而沿柱晶界断裂附带塑性撕裂结构以及二次裂纹形成所表示的脆－塑性断裂相混合的机理是其它取向试样的主要断裂机理沿柱晶界分布的脆性夹杂物引发沿晶微裂纹并加速沿晶界扩展