基于小冲杆试验的纯钨韧脆转变温度测定及其变形特性

在不同温度(25,200,300,400,500℃)下对纯钨进行小冲杆试验,获得断裂能与温度之间的关系,拟合得到纯钨的韧脆转变温度;对不同温度小冲杆试验后的纯钨断口形貌进行观察,探究纯钨在小冲杆试验中的变形特性。结果表明:在25,200℃下纯钨处于完全脆性状态,在300℃下处于半脆性状态,而当温度达到400℃后,纯钨表现出良好的塑性;在250~400℃范围内纯钨的断裂能急剧升高,拟合得到的韧脆转变温度为(342±8)℃。当温度低于韧脆转变温度,纯钨断口存在沿轧制方向的长直裂纹,断裂特征随温度升高由沿晶断裂向穿晶断裂转变;当温度高于韧脆转变温度,断口出现帽形挤出形貌以及环形裂纹和短缺口裂纹,并且环形裂纹处存在大量韧窝,断裂特征为韧性断裂,且短缺口裂纹处出现钨分层现象。

IN706改进型合金韧脆转变温度研究

在传统IN706合金的基础上,通过提高Al含量、降低Nb含量,得到改进型IN706合金。在-102~160℃温度范围内进行冲击试验,发现两种合金均未出现韧脆转变特征,改进型合金的冲击性能整体优于传统合金。通过观察断口形貌,发现不同冲击试验温度下,改进型合金的断口形貌无明显差别。

混合型断口金属材料韧脆转变温度评价的仪器化冲击试验

利用典型断口材料34CrNiMo6合金钢进行仪器化冲击试验,总结出断口金属材料韧脆转变温度评价的仪器化冲击试验方法,所得结果与通过温度-能量、温度-侧膨胀值评价方式得到的韧脆转变温度基本保持一致。结果表明:仪器化冲击试验方法更稳定可靠,且仪器化冲击试验方法可以用于无法直接目视观察评价的混合型断口材料的韧脆转变温度评价中。

中碳车轴钢动态冲击韧脆转变温度及其影响因素研究

本文研究了中碳车轴钢动态冲击韧脆转变规律,评估了不同强度车轴钢的韧脆转变行为。采用夏比冲击实验获得了车轴钢不同温度下的冲击功,采用Boamann函数拟合了钢的韧脆转变规律曲线,获得了钢的韧脆转变温度,讨论分析了影响车轴钢韧脆转变温度的主要因素。结果表明:车轴钢的韧脆转变温度随温度升高呈上升趋势;铁素体含量的增加、C元素的降低及晶粒的细化、马氏体/贝氏体回火组织均使车轴钢韧脆转变温度降低。

掺杂Y_(2)O_(3)钨基复合材料在近韧脆转变温区的静载拉伸特性

制备了掺杂质量分数分别为0.5%,2.0%Y_(2)O_(3)的钨基复合材料,研究了其显微组织,通过不同温度(25~800℃)下的拉伸试验分析了其近韧脆转变温区的变形特性。结果表明:2种复合材料均存在由轧制变形导致的大量位错,Y_(2)O_(3)颗粒对位错运动起到钉扎作用;Y_(2)O_(3)掺杂质量分数为2.0%的复合材料的晶粒更细小,发生韧脆转变的温度更低,在300~400℃拉伸时发生半脆性行为,断口区域位错密度在3.8×10^(15)~3.9×10^(15)m^(-2),在600~800℃下发生明显塑性变形,位错密度增加至6.2×10^(15)~6.8×10^(15)m^(-2)。

定向凝固NiAl合金的微观组织和高温力学性能Ⅰ.微观组织和韧脆转变温度

利用 ＳＥＭ和 ＴＥＭ研究了热等静压处理（ＨＩＰ）后的 ＮｉＡｌ－２８Ｃｒ－５．５Ｍｏ－０．５Ｈｆ定向凝固合金微观组织与结构．该合金主要是由ＮｉＡｌ相、Ｃｒ（Ｍｏ）相和少量聚集在相界处的Ｈｅｕｓｌｅｒ相组成．通过对该合金高温拉伸实验发现：合金的韧脆转变温度（ＢＤＴＴ）与应变速率有关，应变速率提高一个数量级，韧脆转变温度提高５０ Ｋ．断口形貌观察发现：ＢＤＴＴ以下，该合金以β相的解理和β／Ｃｒ（Ｍｏ）的相剥离形式断裂； ＢＤＴＴ以上。

超级钢CX400的韧脆转变温度

采用“系列冲击实验法”测定了东北大学与本溪钢铁公司合作开发的400MPa级超级钢CX400在40℃～-100℃的冲击功。综合脆性转变温度曲线及断口形貌,确定其韧脆转变温度为-80℃。对韧脆转变温度较低的原因进行了分析。

材料韧脆转变温度数据处理方法探讨

对韧脆转变温度曲线形状的分析和几种常见回归数学模型的比较发现 ,Boltzmann函数具有相关系数高、残差小、适应性强及参数物理意义明确的特点。

碳钢韧脆转变温度与组织参量和解理断裂单元尺寸的关系

本文通过对10号、20号、35号、45号、55号、70号、T8A和38CrA钢等一系列碳钢组织参量与其韧脆转变温度的关系研究,找到了共析片状珠光体钢和先共析铁素体加片层珠光体亚共析钢的韧脆转变过程的显微组织特征参量可以统一由复合组织参量(D)来表征(D=d_F+d_P,D≈d_f),并且得到: T_c=483.81-22.71d_f^(-1╱2) Corr=0.9924 T_c=486.15-22.82D^(-1╱2) Corr=0.9966 因此,可以认为复合组织尺寸是解理断裂的“有效晶粒”大小,并可用它来诊断碳钢的冷脆断裂。

试样厚度对韧脆转变温度区间的影响

根据BSI 7448 Part Ⅰ标准,测定了海洋平台用钢E36以裂纹尖端张开位移(CTOD)为表征的韧脆转变温度曲线.通过改变试样厚度,研究面外拘束对韧脆转变温度区间的影响并分析了其变化规律.结果表明,E36钢具有典型的韧脆转变特征,其韧脆转变温度曲线可以用Boltzmann函数进行拟合,具有良好的相关性;试样厚度越大,韧脆转变温度越高,断裂性能下降.通过有限元模拟分析三维裂纹尖端应力状态,选择了面外拘束参数T_z,用来阐述厚度效应对韧脆转变温度的影响,具有良好的相关性.

CrMo钢材料韧脆转变温度曲线的回归分析

根据韧脆转变温度曲线的特点 ,提出一种能够定量描述冲击功与温度关系的Boltzmann函数。试验数据的回归分析表明 ,该方法获取的回归曲线具有较高相关系数 ,并能较准确地求取材料脆性转变温度vTr5 4 .2。本文提出的方法简单实用 ,同时具有一定物理意义。

韧-脆转变温度区间内焊接接头断裂韧度预测

首先对采用同种焊接材料施焊的X80及X6 5管线用钢焊接接头 ,在韧脆转变温度区间测试了其断裂韧度 ,试验研究了强度匹配、试样几何形式对接头断裂行为的影响。然后根据局部法由标准三点弯曲试样的断裂韧度值 ,得出反映材料的脆性断裂控制参量m、σu,再根据该参量对同种接头及不同强度匹配接头双边裂纹拉伸试样的断裂行为进行了定量预测 ,当考虑韧脆转变温度区间内的延性裂纹扩展后 ,预测结果与试验结果相当吻合。表明 ,局部法能很好地描述材料的断裂行为。

16MnR钢弹塑性断裂韧性J_i的韧脆转变温度特性

研究了 1 6Mn R钢弹塑性断裂韧性 Ji 的韧脆转变温度特性。结果表明 ,断裂韧性 Ji 的韧脆转变非常明显 ,其韧脆转变温度大大低于夏比冲击韧性的韧脆转变温度。根据试验结果 ,建议采用以弹塑性断裂韧性 Ji

2.25Cr1Mo钢韧脆转变温度影响因素分析

采用不同的时效工艺,运用冲击试验、俄歇能谱、扫描电镜等分析方法,研究2.25Cr1Mo钢的韧脆转变温度变化规律及其影响因素。结果表明,2.25Cr1Mo试验钢650℃时效2h后的韧脆转变温度为-55℃,560℃时效100h后的韧脆转变温度为-25℃,480℃时效1 200h后的韧脆转变温度升高至-10℃;P在晶界处的偏聚行为是导致试验钢韧脆转变温度变化的主要因素。

风力发电机主轴用34CrNiMo6钢的韧脆转变温度分析

为获得风力发电机主轴用34CrNiMo6合金结构钢的韧脆转变温度,沿其径向不同位置处制取V型冲击试样,并在-110~25℃进行了夏比冲击试验,利用Boltzman函数对剪切断面率与温度进行拟合,得到韧脆转变温度曲线并获得脆性断面占50%所对应的试验温度(即FATT50)。利用扫描电镜分别观察试样脆性及韧性断口形貌,简要分析了该材料在脆性及韧性条件下的断裂行为。试验结果表明:该主轴用34CrNiMo6钢的韧脆转变温度在-50^-70℃,且主轴表面的韧脆转变温度比芯部的稍低。较高试验温度下试样塑性断口表现出典型的韧窝状形貌,随着试验温度的降低,逐渐向解理形貌过渡。

921A钢的韧脆转变温度研究

采用V型缺口试样,以冲击吸收功、脆性断面率结合断口形貌的变化对921A钢的韧脆转变温度进行了测定与分析。试验表明,921A钢韧脆转变温度为FATT50=-100℃。

HRB400抗震钢筋韧脆转变温度测试分析

25mm、 32mm两种规格HRB400抗震钢筋的系列冲击试验表明,大规格试验钢筋的韧脆转变温度较高。由光学显微镜观察和断口扫描,发现 32mm钢筋的晶粒较为粗大、在12℃条件下主要为脆性断裂,借助透射电镜分析了钒在钢筋中的存在形式和分布情况。建议采用钒氮合金化与控制轧制相结合的措施来提高HRB400钢筋的低温冲击性能。

含硼超高锰钢的韧脆转变温度的研究

采用系列冲击法测定了含硼超高锰钢在20～-80℃的冲击韧性。根据脆性转变温度曲线和断口形貌,确定其韧脆转变温度为-70℃,并分析了影响韧脆转变温度的因素。

锅炉压力容器DIWA353钢板韧脆转变温度的测定

锅炉与压力容器用钢板的韧性会随着温度的下降而降低,并且在达到某一温度时会发生韧脆转变现象,导致产品的性能不符合技术要求。采用V型缺口试样,通过系列温度的冲击试验,以冲击吸收功、脆性断面率的变化对锅炉压力容器用DIWA353钢板的韧脆转变温度进行了测定。

测定45号钢韧脆转变温度的实验教学方案设计

以45号钢为研究对象,设计了系列温度冲击实验教学项目,让学生独立地设计实验方案,独立完成实验操作。测定了45号钢在一个温度范围的冲击吸收功,并且结合断口的微观形貌测定了该材料的韧脆转变温度为-48℃,培养和增强了学生的综合实践能力和创新能力。