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通过热拉伸、热压缩试验研究了不同氮含量的022Cr25Ni7Mo3N双相不锈钢的热加工行为和软化机制。结果表明,试验钢高温抗拉强度随N含量增加而提高,该影响关系在较低变形温度区间尤为明显;在1100℃平面压缩达到稳态流变之后,试验钢的流变应力很快再次上升,出现二次硬化现象,N含量提高致使试验钢在更低的应变条件下更快地进入二次硬化阶段;试验钢高温变形过程中的应变主要传导到高温更软的铁素体相中,该相积蓄的较大应变能促进了铁素体的动态再结晶启动;022Cr25Ni7Mo3N双相不锈钢的软化机制主要是铁素体的动态回复和动态连续再结晶。 相似文献
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采用热模拟研究了21Cr双相不锈钢在高温变形道次间隔时间内的静态软化行为,讨论了变形温度、应变速率和变形程度对静态再结晶行为及微观组织的影响。结果表明,变形条件通过影响两相内部应变分配进一步影响双相不锈钢静态软化行为。随着变形温度和变形程度增加,铁素体相内承担的应变增加,铁素体内部再结晶程度增加,促进双相不锈钢的静态软化程度增加;而随着应变速率的增加,试验钢静态软化率的变化规律与奥氏体相承担的应变变化规律相同,都呈现出先降低后升高的变化趋势,奥氏体相在应变速率为1 s-1时的内部再结晶程度最低。21Cr双相不锈钢静态再结晶激活能约为301 kJ/mol。 相似文献
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通过Gleeble-3800热模试验机对真空感应熔炼的00Cr25Ni2Mo3Mn10N0.5超级双相不锈钢的铸态样品进行了高温拉伸实验。结果表明,00Cr25Ni2Mo3Mn10N0.5超级双相不锈钢的变形抗力随变形温度升高而减小,随应变速率增加而增加。变形温度1 000℃以下,因σ相析出,热加工性能较差,高于1 200℃时因奥氏体/铁素体界面出现锯齿状形态,热加工性能变差。00Cr25Ni2Mo3Mn10N0.5超级双相不锈钢在1 000~1 200℃范围内具有较佳的热加工性能。 相似文献
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利用扫描电镜的EBSD技术,通过对单道次压缩热模拟实验后淬火试样组织的深入系统分析,研究了2205双相不锈钢热变形过程中的软化行为。研究结果表明,2205双相不锈钢的主要软化机制为铁素体的连续动态再结晶和奥氏体与铁素体之间的相转变,变形速率为主要影响参数,并通过影响应变在两相之间的分配控制组织在变形过程中的软化进程。变形速率很小时,铁素体的动态再结晶和铁素体向奥氏体的相转变是互为竞争的两个软化机制;随着变形速率的增加,主导软化机制转变为铁素体的动态再结晶和奥氏体相向铁素体相的转变。 相似文献
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通过Gleeble-3800热力模拟试验机采用高温轴向压缩试验,在温度为850~1150℃,应变速率为0.01~10 s~(-1)的条件下,对一种碳化物和金属间化合物复合析出硬化超高强度20Co14Ni12Cr2Mo Al钢的高温变形及动态再结晶行为进行了研究。结果表明,试验钢流变应力和峰值应变随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小;随着变形速率的提高,其发生完全动态再结晶的温度也逐渐升高。当变形速率为10 s~(-1)时,其变形温度高于1050℃,才能发生完全动态再结晶;完全动态再结晶晶粒的平均尺寸随着Zener-Hollomon参数的增加而减小,试验钢完全动态再结晶晶粒尺寸与Z参数之间的关系模型为:D_(DRX)=2.644×10~4·Z~(-0.119),并建立了该钢的动态再结晶状态图;试验钢的热变形激活能Q值为449.20 k J/mol。 相似文献
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为了研究00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺,使用Gleeble-3800热模拟试验机模拟00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢在变形温度为800、850、900、950 ℃,变形量为40%、50%、60%,应变速率为50 s-1条件下的热压缩变形行为,并对其进行1080、1120、1160 ℃的固溶热处理,观察固溶热处理前后的组织形貌。结果表明:在800~950 ℃热压缩温度下,随变形量增大,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越细小;经固溶处理1 h后,静态再结晶就越充分。在40%~60%变形量下,随热压缩温度升高,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越大。热压缩变形试验钢随固溶处理温度升高,再结晶平均晶粒尺寸越大。00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧最佳轧制温度为800 ℃,压缩变形量为60%,固溶温度为1080 ℃。 相似文献
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采用Gleeble-3500热模拟试验机,研究了耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN在变形温度为900~1200℃、应变速率为0.01~1 s-1、变形量为0.5条件下的热压缩变形行为和微观组织演化规律。基于真应力-真应变曲线分析不同变形温度和应变速率对试验钢热变形行为的影响,采用Arrhenius双曲正弦方程构建耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN的流变应力本构模型,并结合动态材料模型(DMM)绘制了热加工图。结果表明,流变峰值应力随变形温度升高或应变速率下降而降低,在应变速率为0.1 s-1时,变形温度达到1000℃后开始出现再结晶,且随变形温度升高再结晶晶粒越大;在不同温度下组织中均发现有δ铁素体,其含量随温度升高而增加。结合热加工图和微观组织分析,确定了耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN的最佳热加工区域为1068~1172℃, 0.08~0.12 s-1。 相似文献
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采用Gleeble-3800热模拟试验机,对Incoloy825高温合金在应变为0.92、温度为950~1150℃和应变速率为0.001~1 s-1条件下进行单道次压缩试验。依据真应力-真应变曲线建立了动态再结晶临界方程和动态再结晶动力学模型。结果表明,Incoloy825高温合金热变形对温度和应变速率较为敏感,真应力-真应变曲线整体满足硬化-软化-稳态的流变过程,动态再结晶是Incoloy 825高温合金材料的主要软化机制。在热变形过程中,动态再结晶临界应变随变形温度的升高和应变速率的降低呈减小趋势。对动态再结晶动力学模型进行分析发现,动态再结晶百分含量随变形温度的升高和应变速率的降低而增大,表明高变形温度和低应变速率对动态再结晶具有促进作用。 相似文献
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从热处理生产工艺考虑,不锈钢按显微组织和热处理特征分类更具有实际意义。一般加热至某一温度快冷(空冷)至室温所能获得的组织分为:铁素体型、马氏体型、奥氏体型、奥氏体-铁素体型及沉淀硬化型五类。(1)马氏体不锈钢:代表钢种为12Cr13、20Cr13、40Cr13、14Cr17Ni2和95Cr18等。(2)铁素体不锈钢:典型钢为06Cr13Al、10Cr17、10Cr17Mo等。(3)奥氏体不锈钢:典型钢为12Cr18Ni9(1Cr18Ni9)、06Cr19Ni10(0Cr18Ni9)等,工业上应用广泛,无磁性。(4)双相(奥氏体-铁素体)不锈钢,其中一相含量不低于25%,可以分为低合金型、中合金型、高合金型及超级双相不锈钢,如0Cr25Ni5Mo2等。(5)沉淀硬化不锈钢:17-4PH(M)05Cr17Ni4Cu4Nb、17-7PH(半A)07Cr17Ni7Al、PH15-7Mo(半A)07Cr15Ni7Mo2Al等。 相似文献
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利用Gleeble-3800热模拟试验机得到17Cr2Ni2MoVNb和20Cr2Ni4A齿轮钢在1000~1150 ℃、0.01~10 s-1的流变应力曲线,构建了两种钢的动态再结晶Avrami动力学模型和热加工图。结果表明,两种钢在高变形温度、低应变速率下易发生动态再结晶。17Cr2Ni2MoVNb钢中较高的Nb和Mo含量对动态再结晶的抑制作用大于20Cr2Ni4A钢中的高Ni含量的影响,导致在相同的热变形条件下17Cr2Ni2MoVNb钢的动态再结晶体积分数小于20Cr2Ni4A钢。17Cr2Ni2MoVNb钢的最佳热加工工艺参数为:温度为1050~1150 ℃、应变速率为0.1~0.6 s-1;20Cr2Ni4A钢的最佳加工参数为:温度为1100~1150 ℃、应变速率为3.3~5.5 s-1。 相似文献
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为了获得00Cr12Ni11Mo1Ti2高强度不锈钢热加工图,优化其热加工工艺参数,采用Gleeble-3800型热模拟试验机,在变形温度为850~1150℃,应变速率为0.01~10 s-1的条件下对试验钢进行了热压缩试验,研究了其热变形行为。构建了试验钢在峰值流变应力下的本构方程,并且基于动态材料模型构建了能量耗散图,并分别采用Prasad和Murthy两种失稳判据构建了试验钢的塑性失稳图。结果表明:00Cr12Ni11Mo1Ti2钢在能量耗散率低于0.3的变形区间内同样可以发生动态再结晶,在应变速率为1.0~10 s-1,变形温度为850~1000℃的区间内,试验钢仅发生了部分动态再结晶且伴有大量的局部变形带产生,与Murthy准则预测的塑性失稳区更加吻合;在变形温度为1050~1150℃,应变速率为0.01~10.0 s-1的区间内试验钢具有最佳的热加工性能,可获得细小均匀的原奥氏体晶粒组织。 相似文献