Ti对700 MPa级汽车大梁钢奥氏体晶粒长大的影响

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)等研究了Ti含量对700 MPa级汽车大梁钢奥氏体晶粒长大和析出相的影响。结果表明,添加Ti后的实验钢中主要析出相由单一Nb C转变为(Nb,Ti)C和Ti(C,N),随着Ti含量的增加,奥氏体晶粒得到有效细化。Thermo-calc热力学计算表明,钢中的(Nb,Ti)(C,N)和Ti(C,N)析出相析出温度比Nb C明显提高,因而能够在更高温度下稳定存在并对晶界迁移起到抑制作用。用Beck方程对奥氏体晶粒的长大行为进行了描述,并给出了晶粒长大的数学模型。随着Ti含量的增加,Beck方程的时间指数n呈现降低趋势,但晶界生长的扩散激活能反而升高。Ti的碳氮化物对晶界的钉扎和拖曳效应是晶界迁移扩散激活能升高的主要原因。

Ti对700 MPa级汽车大梁钢静态软化行为的影响

利用Gleeble-3500热模拟试验机进行双道次压缩试验,研究了Ti对700 MPa级高强度汽车大梁钢静态软化行为的影响。通过测量不同温度和不同道次间隔时间的"应力-应变"曲线,计算出了相同条件下无Ti钢和含Ti钢的再结晶体积分数。结果表明,Ti的添加不仅可以在高温下阻碍等轴晶粒的长大,而且能够抑制形变奥氏体的静态再结晶行为,降低静态软化率。添加0.04%Ti后,静态再结晶激活能由260 kJ·mol^(-1)提高至321 kJ·mol^(-1)。静态再结晶激活能的提高归因于含Ti钢中形成的(Ti,Nb)(C,N)等析出相在高温度下对晶界迁移的阻碍。

冷速和控冷终止温度对600MPa高强钢筋组织和性能的影响

通过热模拟试验研究了冷却速率和控冷终止温度对V-N微合金化600 MPa高强钢筋组织和性能的影响。由动态CCT（Continuous Cooling Transformation）曲线和组织分析可知,实验钢筋在冷速为0.5~1℃/s时得到的室温组织为块状铁素体和珠光体;当冷速达到3℃/s时有少量的贝氏体（含量为5%）出现;当冷速在8℃/s以上时,实验钢筋的显微组织为少量的晶界铁素体＋贝氏体＋马氏体。因此,为了得到具有高强度和良好塑性的显微组织,轧后冷却速率应控制在0.5~3℃/s。此外,控冷终止温度应控制在600~625℃,显微组织为细小的块状铁素体＋珠光体＋少量的贝氏体（含量为0~8%）,铁素体的晶粒尺寸为4.5~5.2μm,试样维氏硬度为263~274 HV,其对应的抗拉强度为875~908 MPa,有足够的强度余量。

碳含量及铝+硼复合添加对低碳钢抗时效性能的影响

采用Thermo-Calc热力学软件计算不同碳含量与复合添加铝、硼后低碳钢的热力学平衡相图,研究了碳、铝、硼元素在试验钢中的固溶、析出行为以及试验钢的显微组织、力学性能和抗时效性能。结果表明:当碳质量分数由0.003%增至0.020%时,试验钢基体中固溶的自由碳原子含量增加;而当碳质量分数增至0.053%时,钢中渗碳体的析出量增加,固溶的自由碳原子减少;复合添加铝+硼后,钢中的氮原子以AlN与BN形式析出,固溶的自由氮原子减少;碳含量以及铝+硼的复合添加对试验钢室温拉伸性能影响较小;随着碳含量的增加,试验钢的晶粒尺寸减小,时效指数先增大后减小;当碳质量分数为0.020%时,试验钢抗时效性能最差,复合添加适量硼+铝有助于改善低碳钢抗时效性能。

UNS N10276合金电渣重熔凝固组织及成分偏析研究

研究了UNS N10276合金大规格电渣重熔锭铸态组织、合金元素偏析行为以及合金中析出相的析出规律,并结合热力学计算系统分析了电渣重熔凝固组织及偏析的形成原因。研究结果表明,UNS N10276合金电渣锭具有典型枝晶组织,电渣锭头部的二次枝晶间距明显大于尾部。合金在凝固过程中,Mo、Mn、Si、C等元素富集于枝晶间,属于正偏析元素;Fe、W、Cr等元素富集于枝晶干,属于负偏析元素。Mo是偏析最严重的元素且在电渣锭头部偏析量最大。UNS N10276合金电渣锭中的主要析出相为枝晶间和沿晶界分布的大尺寸μ相和M6C碳化物相。Mo元素是析出相主要形成元素,且在电渣锭头部析出数量多,析出相尺寸大。因此,为改善UNS N10276合金冶金质量及其热加工性能,在成分设计和实际生产中应尽量减少Mo元素偏析,并尽可能地减少其析出相的形成。

铸态UNS N10276镍基合金热变形行为研究

系统研究了铸态UNS N10276合金在950~1 250℃、应变速率0. 01~10 s-1变形条件下的热压缩流变行为和微观组织演变。结果表明,UNS N10276合金流变应力值随着变形温度的升高以及应变速率的降低而减小,较高的变形温度以及较小的应变速率有利于动态再结晶的发生。根据UNS N10276合金在热变形过程中的流变行为和组织演变特征,得出该合金适宜在温度为1 050~1 250℃以及应变速率为0. 1~1 s-1的变形条件下进行热加工。此外,根据Arrhenius本构模型中的指数函数方程及流变应力数据,建立了UNS N10276合金的热变形本构模型为Z=εexp(497×10~3/RT)=2. 4×10^(14)exp(0.033σ_(0.5)),其表观激活能Q为497 kJ/mol。

钒对高强度汽车大梁钢组织细化的影响

利用Gleeble-3500热模拟试验机、扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射技术等手段研究V对700 MPa级高强度汽车大梁钢组织细化的影响.在冷却速度2~7℃·s-1时,显微组织为针状铁素体＋粒状贝氏体组织.V添加提高粒状贝氏体体积分数,细化粒状贝氏体组织,并明显降低粒状贝氏体中M/A岛的尺寸.与无V钢相比,含V钢中大角度晶界比例提高18.2%,对提高钢的韧性有利.由于C含量过低,在实验钢中未观察到单独的VC析出,由此推测V主要固溶在基体中,以合金化方式促进钢的贝氏体相变,使组织得到有效细化.

不同氧含量的Fe-36Ni因瓦合金的晶间内氧化行为

利用恒温氧化试验,研究了不同总氧含量的Fe-36Ni因瓦合金在1000℃和1100℃下的高温氧化行为,通过SEM分析了两种试样在不同温度下氧化层的截面形貌的差异并比较了两者氧化增重曲线的不同。试验结果表明,氧化温度和钢内总氧含量能显著影响Fe-36Ni因瓦合金的晶间内氧化行为;氧化温度越高,反应物质扩散越快,晶间内氧化层厚度越大,氧化越严重;钢内总氧含量较高时,有利于反应物质沿晶界扩散,从而造成更严重的晶间内氧化现象。

Fe-36Ni因瓦合金的热塑性

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究Fe-36Ni合金在900～1200℃的热塑性行为，并用FactSage软件、扫描电镜及透射电镜等研究该合金热塑性的影响因素及作用机理．结果表明：合金中主要形成A12O3＋Ti303＋MnS复合夹杂，夹杂物颗粒尺寸集中分布在0．5μm以下．合金热塑性在900～1050℃受晶界滑移及动态再结晶共同影响．晶界上分布的纳米级别（〈200nm）夹杂物有效钉扎晶界，抑制动态再结晶发生的同时减小晶界结合力．微米级别（〉200nm）夹杂物则促进显微裂纹在晶界滑移过程中的形成和扩展，损害合金热塑性．当温度高于1050℃时，较高的变形温度使再结晶驱动力大于钉扎作用力，合金发生动态再结晶，有效提高热塑性．在1100～1200℃区间内，枝晶间裂纹的形成、晶界滑移的加剧及动态再结晶晶粒尺寸增大都降低合金热塑性．

DH780钢的热变形行为及热加工图

采用Thermecmastor-Z热模拟试验机研究了试验钢在800~1150℃、应变速率0.01~10 s-1的热压缩变形行为,并观察变形后显微组织。基于试验数据分析,确定了试验钢在奥氏体区的热变形方程,建立试验钢在0.8真应变下的热加工图。结果表明:试验钢的流变应力和峰值应变随变形温度的升高而减小;试验钢在奥氏体区的热变形激活能为385.91 k J/mol。根据试验钢功率耗散及流变失稳判据确定最佳热加工工艺参数为热变形温度范围1050~1150℃和应变速率0.01~0.1 s-1。在该范围内,试验钢发生完全动态再结晶,功率耗散系数为17%~32%。