含硫易切削模具钢高温热塑性行为探讨

为研究易切削模具钢高温热塑性,利用热膨胀仪分析了该材料在不同冷速下的微观组织转变规律及相变点,并绘制了CCT曲线;利用Gleeble-3800试验机模拟研究材料高温拉伸断裂行为,结合断口形貌分析材料热塑性规律。试验结果表明,该材料高温热塑性存在明显的3个区域,分别为第3脆性区、韧性区和第1脆性区。试验钢在950~1 150 ℃范围内变形性能最优,为高温塑性区;950 ℃以下为第3脆性区,断口形貌为韧窝和解理,且随着变形温度的升高,韧窝数量增多,伸长率增加,直至950 ℃拉伸后断口形貌基本上全为韧窝;1 300 ℃及以上为第1脆性区,伸长率随变形温度升高而下降。提高冷却速率,会增加冷却过程中奥氏体内部的热应力,导致在相同温度下变形时伸长率较低冷却速率时小。     

奥氏体化温度对40CrNiMo钢组织和性能的影响

详细研究了奥氏体化温度对中碳调质钢40CrNiMo的淬透性、以0.7 ℃/s淬火后组织及调质处理后组织和性能的影响。研究结果显示,随着奥氏体化温度从800提高至1 000 ℃,材料的淬透性逐渐增加,尤其是当奥氏体化温度提高至950 ℃以后,淬透性增加幅度显著变大。当奥氏体化温度为800 ℃时,组织中存在相对多的铁素体,使得淬火后材料的硬度较低,但回火后具有最佳的韧性;奥氏体化温度为900 ℃时,高温回火后试样具有最高的强度,但塑性较低。随着奥氏体化温度的升高,材料的断裂机制发生明显变化,拉伸断裂均为典型韧性断裂,断口均为韧窝组成,而冲击断裂逐渐由韧窝断裂方式转变为解理或准解理断裂方式,当奥氏体化温度超过900 ℃后,断口形貌以典型河流花样为主。     

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.      

高氮不锈轴承钢碳化物分布与高温断裂机制

 通过高温拉伸试验研究高氮不锈轴承钢高温断裂行为,探究了170 ℃和470 ℃回火态钢中碳化物分布特征,分析了高温拉伸断裂及组织演变和碳化物分布规律。研究发现,回火温度从170 ℃升高至470 ℃,高氮钢中大于0.8 μm的碳化物明显增加,高氮钢中M₂₃C₆强化增量提高了2.59 MPa,固溶强化增量下降了118.82 MPa,470 ℃回火态钢的室温抗拉强度降低、拉伸断口表现为准解理和少量撕裂韧窝;拉伸温度升高至300 ℃,试样断口表现为等轴型韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.8~3.6 μm和5.5~6.7 μm;450 ℃拉伸断口表现为塑孔韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.7~3.4 μm和5.8~6.4 μm。拉伸温度从300 ℃提高至450 ℃,钢的固溶强化和位错强化作用减弱,金属原子间结合能下降,碳化物与基体不连续应力分布加剧变形不协调性,碳化物承担较高应力而发生断裂。单纯热作用下钢中0.5~0.8 μm尺寸碳化物数量比例增加;在热力耦合作用下,钢中应力所导致的位错增殖为碳元素扩散提供通道,钢中碳化物在晶界和位错线上形核析出0.2~0.8 μm碳化物。裂纹沿着与拉伸方向45°角的最大剪力方向快速扩展而断裂,最终形成锯齿状的断口,小尺寸碳化物增多阻碍位错滑移导致塑性降低;钢中大尺寸碳化物不均匀分布在碳化物间形成大变形塑孔而增加钢的塑性。     

温度对GH4169合金蠕变行为及机制的影响

在研究了温度对镍基高温合金GH4169蠕变行为及机制的影响基础之上,分析了其断口形貌和蠕变断裂机理。实验结果表明,随着蠕变温度的升高,GH4169合金的稳态蠕变速率逐渐升高,蠕变寿命显著降低,即该合金有极强的温度敏感性。蠕变过程中,γ″相长大聚集,并向δ相转变,随着蠕变温度的升高,γ″相向δ相转变速度加快,晶内的γ″相数量减少,δ相所占体积增加,尺寸增大,次生裂纹数量减少,尺寸减小。当蠕变温度为650 ℃时,断口中存在较多亮白色撕裂棱,韧窝尺寸大小不一,有少量析出物和碳化物;当温度提高到670 ℃时,韧窝尺寸减小,以浅韧窝为主,且出现解理面;当温度提高到690 ℃时,只存在少量韧窝,且δ相的数量显著增多,出现解理台阶,断裂方式为解理断裂或准解理断裂。      

铸态超级双相不锈钢S32750热加工性能

 为研究热变形参数对铸态超级双相不锈钢S32750热变形行为和显微组织的影响,运用Gleeble-3800热模拟试验机对S32750进行不同温度和应变速率下的高温拉伸和压缩试验。结果表明,S32750在1000~1200℃范围内具有较好的热塑性。在变形温度较低、应变速率较低时,流变曲线表现出不同于单相不锈钢的“类屈服平台”特征;当应变速率较高或变形温度较高、应变速率较低时,流变曲线为典型的动态再结晶特征。微观组织演变显示,铁素体和奥氏体两相都发生动态再结晶,且铁素体的再结晶先于奥氏体。降低应变速率,提高变形温度,可促进动态再结晶发生。基于热变形动力学模型建立了本构方程,表观应力指数为3.99,热变形激活能为393.75kJ/mol。S32750的高温软化机制与Zener-Hollomon(Z)参数有关,随Z参数增加,热变形峰值应力增加。     

退火温度对冷轧态5754铝合金板材组织与性能的影响

在160~400℃范围内对5754铝合金冷轧板进行退火处理,通过显微硬度与拉伸性能测试、金相显微组织与拉伸断口形貌观察等,研究5754铝合金冷轧板的再结晶温度以及退火温度对其力学性能和显微组织的影响。结果表明:随退火温度从160℃升高到400℃,板材的伸长率逐渐增加,但硬度、抗拉强度以及屈强比不断降低,屈强比由0.891降低到0.463。退火温度达到360℃后力学性能趋于稳定;冷轧态5754铝板的再结晶温度为294℃,再结晶终了温度为360℃;在290~300℃温度区间内,随退火温度升高,铝板的显微组织变化明显,于290℃退火后基本上呈现原始的纤维状组织,于300℃退火后出现大量的再结晶晶粒。合金冷轧板及其退火后的拉伸断口主要由韧窝和撕裂棱组成,属穿晶型韧性断裂。     

GH3230高温合金热变形行为及本构模型研究

采用高温拉伸试验研究了GH3230合金在温度1144~1273 K、应变速率1×10-3~1×10-1s-1条件下的热变形行为。计算了变形激活能,并采用Zener-Hollomon参数法构建合金的高温变形的本构关系。结果表明:温度和应变速率对GH3230合金的高温力学性能有显著影响,流变应力随变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而升高。GH3230合金的高温流变行为可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数来描述,热变形材料常数为:A=5.179×1016s-1,a=0.0088,n=3.9893,并计算出合金的平均变形激活能Q=455.203 k J·mol-1,且变形激活能更容易受到应变速率的影响。扫描电镜(SEM)断口分析表明GH3230合金在高温下(1144~1273 K)应变率范围为1×10-3~1×10-1s-1时的拉伸断裂都是由损伤引起的韧性断裂,且温度对断口形貌影响不大,但应变速率增大会使韧窝尺寸和深浅变小。     

细晶W-Cu合金的高温拉伸力学行为与组织演变

研究了平均晶粒度在0.5μm以下细晶W-40Cu和W-50Cu合金在200~800℃范围内的高温拉伸力学行为,并结合SEM断口形貌分析了材料在高温状态下的断裂形式及其组织变化规律。结果表明:W-Cu合金拉伸强度随温度升高而迅速降低,其延伸率在室温至400℃温度区间时变化不大;当温度大于400℃时,合金延伸率迅速上升。拉伸断口特征表明:在室温条件下,细晶W-Cu合金的断裂主要包括W晶粒的沿晶断裂与Cu相的延性撕裂;温度在400℃时,Cu相开始软化,但合金材料受铜的"中温脆性"影响而使得材料的断裂延伸率变化不大;当温度达到800℃时,材料的断裂方式主要受Cu相的影响而表现出很好的延性断裂。     

LNG用高锰超低温钢高温流变应力的温度依赖性

在800～1 000℃温度范围内，利用Gleeble-3800热模拟试验机对LNG用高锰钢进行应变速率为10/s的高温拉伸试验，研究了不同拉伸温度对流变应力及断裂机制的影响，建立了流变应力、应变速率及拉伸温度之间的本构方程。结果表明：断后试样的断面收缩率随着拉伸温度的升高而增加，而流变应力随之降低，由530 MPa降至312 MPa;断口韧窝的尺寸和深度随着温度的升高而增大，呈现晶界滑移和MnS、TiN、Al₂O₃等夹杂物脱落两种形貌。在应变速率为10/s、800～1 000℃温度范围内，LNG用高锰钢的热变形本构方程为■,且该方程模型与实测值吻合程度较高。     

热处理工艺对高碳贝氏体钢的组织与性能影响

以轴承用高碳贝氏体钢为研究对象,采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪及硬度计等手段研究了不同奥氏体化温度对贝氏体钢组织形成及性能的影响,遴选出最优的奥氏体化工艺,同时对比了不同贝氏体等温转变后有无Ce元素添加的高碳贝氏体钢的力学性能.试验结果表明,950℃奥氏体化温度得到的组织中无明显的大颗粒未溶碳化物,组织尺寸和硬度性能...     

钇元素对6.5 % Si无取向硅钢组织、高温拉伸及断裂机制的影响

通过微观组织表征、高温拉伸和断口形貌分析,研究了钇（Y）元素对 6.5 % Si无取向硅钢组织、高温拉伸及断裂机制的影响。研究结果表明,添加Y元素可以在钢液中形成YS和YP的复合析出。YS和YP可以充当异质形核基底,提高形核率,细化凝固组织。热轧组织不均匀,由表层至芯部分别形成等轴晶、等轴晶/拉长晶和拉长晶的混合组织。退火后,热轧变形组织转变为等轴晶,含Y实验钢的退火组织得到明显细化。500 ℃时效处理后,含Y实验钢具备较低的有序度,300 ℃的拉伸断口呈现韧性断裂特征,断后伸长率达到20.2 %。相反,无Y实验钢发生脆性断裂,断后伸长率仅为2.1 %。研究结果证实,Y元素可以通过组织细化和降低有序度提高6.5 % Si无取向硅钢的中温塑性。     

Fe--22Mn--0.7CTWIP钢的热塑性与断裂机制

基于Gleeble-1500热力模拟试验机测定了Fe-22Mn-0.7C TWIP钢和Q235钢700~1300℃范围内的静态拉伸行为.采用光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪、电子探针微区分析等技术表征两钢种不同温度下的变形特征和断口形貌.通过分析基体化学成分、相体积分数、晶粒尺寸、凝固缺陷等因素探讨TWIP钢铸态热塑性的变化规律及其影响机制.研究结果表明,Fe-22Mn-0.7C TWIP钢700~1250℃范围内的铸态抗拉强度高于Q235,而其断面收缩率低于40%,且断口均以沿枝晶间断裂方式为主.晶粒细化和控制溶质显微偏析有利于提高TWIP钢热塑性,与基体均质性改善有关.此外,增加应变速率TWIP钢拉伸强度和断面收缩率同时增大.      

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。     

Response Characteristics and Adiabatic Heating during High Strain Rate for TRIP Steel and DP Steel

By using a static and high-speed material testing machine,tensile deformation behaviors of two kinds of SiMn TRIP(transformation induced plasticity)steels and DP(dual phase)steel were studied in a large range of strain rates(0.001-2 000s-1).Temperature variation during adiabatic heating and the amount of retained austenite at fracture were measured by an infrared thermometer and an X-ray stress analyser,respectively.The microstructure of steels was observed by optical microscopy(OM)and scanning electron microscopy(SEM)before and after tensile test.It was found from the experimental results that the tensile strength of these steels increased,and the fracture elongation firstly decreased and subsequently increased,as the strain rate increased in the range of 0.1-2 000s-1.The temperature raised during adiabatic heating of TRIP steel was in the range of 100-300℃,while that of the DP steel was in the range of 100-220 ℃.The temperature rise of these steels increased with increasing the strain rate,as well as the amount of the transformed retained austenite in TRIP steels.It was confirmed that austenite to martensite transformation is not suppressed by adiabatic heating.     

回火热处理对轧制钛/钢复合板界面组织与性能的影响

研究了500~670 ℃回火热处理对轧制钛/钢复合板界面组织与性能的影响，以期为复合板热加工的工艺参数制定提供指导。对轧态和回火态的钛/钢复合板进行了拉伸、冲击和剪切试验测试，并利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射等研究手段表征了复合板的界面组织、剪切断口形貌及断口反应相。结果表明，回火热处理后，钛/钢复合板的剪切性能降低，随着回火温度的升高，剪切强度呈现下降趋势。轧态和回火态复合板界面反应相均为β Ti和TiC，其中TiC反应相的厚度随着回火温度的升高呈现增厚趋势。TiC脆性相厚度的增加导致了复合板剪切强度的下降，且使得剪切断口呈现脆性断裂倾向增大，撕裂特征减弱，呈现出明显的平滑断裂特征。     

不锈钢热压变形组织不均匀性的有限元分析与试验

 采用有限元方法对AISI 304钢经1100℃,0.1,1,10s-1的热压变形过程进行了数值模拟,分析了变形试样上等效应变的分布情况,确定了实际变形条件与试验设定条件之间的关系及合理的组织观察位置,研究了不均匀变形对奥氏体显微组织变化的影响。结果表明：不锈钢热压试样变形与组织不均匀性十分明显,心部的等效应变比实际设定值大40％左右,而端面值小于设定值的1/6,且应变速率对等效应变的分布情况影响不大;1100℃,1s-1,设定真应变为1（工程应变为63.2%）的试验条件下,变形试样心部组织发生完全动态再结晶,变形轴线端面位置组织与未变形组织形貌相似,且试样截面上硬度分布不均匀,沿变形轴线方向,硬度从端面到心部逐渐增大,端面硬度最小值为238HV,心部硬度最大值为251HV。     

锻态奥氏体基低密度钢的低温高速冲击力学行为

 为了评价锻态奥氏体基低密度钢在低温环境下抵抗高速冲击能力的大小,采用分离式霍普金森压杆(SHPB)试验装置对尺寸为ø3.94 mm×2.88 mm的锻态奥氏体基低密度钢Fe-28.13Mn-10.04Al-1.05C(Mn28Al10)试样在-50 ℃下进行了工程应变速率约为4 300 s-1的低温高速冲击压缩试验,研究了该钢在上述试验条件下的低温高速冲击力学行为。试验结果表明,被冲试样在低温高速冲击过程中先后经历了约18 μs的压缩弹性变形、约110 μs的压缩塑性变形、约20 μs的拉伸塑性变形和断裂。被冲试样断裂前所吸收的塑性功约为1 558 J/cm3,绝热温升约为178 ℃。被冲试样的应力-应变曲线呈现出典型的应变强化特征,绝热温升的存在使得应力-应变曲线出现了波浪形起伏现象。低温高速冲击试样被冲断成以压缩塑性变形所致断裂和拉伸塑性变形所致断裂的3个断块,断口呈现出明显的压缩区和拉伸区,均属于以韧窝为特征的韧性断裂。压缩区和拉伸区附近的亚结构均为高密度可动位错,压缩变形区的位错密度比拉伸变形区低,而压缩变形区的高密度位错区的长度和宽度比拉伸变形区大。锻态Mn28Al10低密度钢在-50 ℃和工程应变率约4 300 s-1下的变形机制是位错滑移。