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。

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。

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.

SMA含量对PA6／ABS共混体系结构和韧-脆转变温度的影响

研究了苯乙烯-马来酸酐共聚物(SMA)含量(0～4.5phr)对PA6/ABS(75/25)共混体系结构和冲击断裂的影响。结果表明,PA6/ABS共混体系的橡胶相粒径和基体层厚度都随着SMA含量的增加而减小。PA6/ABS共混体系冲击断裂存在脆韧转变现象,其脆韧转变温度随SMA含量的增加先减小后增加,并且在对应SMA含量为0.9phr和1.5phr时取得极小值。同时,脆韧转变温度随着基体层厚度的增加而逐渐升高,即升高温度与降低基体层厚度都可以获得脆-韧转变。

2.25Cr-1Mo钢低温冲击性能和韧脆转变温度研究

对2.25Cr-1Mo钢进行了系列温度的夏比V型缺口冲击试验,通过冲击吸收能量和断口形貌研究了其低温冲击韧性和韧脆转变温度。结果表明,该钢管在高于-30℃温度时呈韧性断裂或韧脆性混合断裂,低于-30℃呈解理脆性断裂。其韧脆转变温度为-23.9℃。

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。

氢对不同回火脆态下2.25Cr-1Mo-0.25V钢母材及焊缝韧脆转变温度的影响

基于夏比冲击试验,获得不同脆化态、脱脆态和充氢态2.25Cr-1Mo-0.25V钢母材及焊缝的韧脆转变温度,定量评价材料的回火脆和氢脆倾向。由不同脆化态的韧脆转变温度发现:2.25Cr-1Mo-0.25V钢母材抗回火脆性能明显优于焊缝。充氢前后韧脆转变温度结果表明:回火脆化后的母材及焊缝的韧脆转变温度下降显著,同时脆化出现趋于饱和现象。根据充氢前后材料微观断口,对回火脆与氢脆协同作用机制进行探讨,发现回火脆化后,氢吸附于基体内析出的碳化物以及氢与杂质元素在晶界处的偏聚是材料脆化的主要原因。

Ti和Nb对18Cr-2Mo铁素体不锈钢韧脆转变温度的影响

通过真空冶炼、锻造、热轧和退火试验制备出18Cr-2Mo铁素体不锈钢,结合其冲击试验和透射电子显微镜、扫描电子显微镜及电子背散射衍射等分析结果探讨了Ti和Nb微合金化对其韧脆转变温度的影响.结果表明:在C和N含量较低的条件下,添加微量元素Ti和Nb可以显著降低18Cr-2Mo铁素体不锈钢的韧脆转变温度(降低约40°C),并改变热轧后的织构类型而形成(001)和(111)复合织构;通过合适的退火工艺处理,可进一步提高其冲击韧性;在热轧过程中,产生细小弥散的Ti(N,C)和Nb(C,N)相是复合织构形成的主要原因.

400-18LT球墨铸铁的韧脆转变温度检测方法研究

研究了-130~0℃下400-18LT低温球墨铸铁低温冲击性能,计算出QT400-18AL冲击功随温度变化曲线,随冲击温度的降低,冲击功逐渐降低,在-74.3℃达到韧脆转变温度点。用ZESS-18扫描显微镜观察了不同冲击温度下断口形貌,根据冲击断口测量晶状区断面率,根据晶状区断面率随温度变化曲线拟合出韧脆转变温度为-72.4℃。两者的测试结果是吻合的。

δ-Fe对ZG06Gr13Ni4Mo不锈钢韧脆转变温度的影响

通过分析影响ZG06Cr13Ni4Mo不锈钢材料韧脆转变温度的因素,表明δ-Fe是降低此材料的抗低温冲击能力的主要原因。对此材料进行优化,减少δ-Fe含量,使材料具有良好的抗低温冲击能力。随后通过扫描电镜得到低温冲击试样断口形貌,显示此材料在极低的温度下仍保留良好的韧窝状韧性断口形貌,随温度降低,冲击断口会呈从完全韧窝状变成韧窝-解理状,再到完全解理状的变化规律。

不锈钢X10CrNiMoV12-2-2韧脆转变温度的测试

介绍汽轮机叶片材料X10CrNiMoV12-2-2韧脆转变温度(FATT50)的测试过程及技术难点,并对实验数据进行了进一步分析和讨论。结果表明,FATT50的测试符合ASTM A 370、GB/T 229-1997标准的要求。随着温度的降低,冲击功急聚下降。

18CrNiMo7-6钢韧脆转变温度的研究

对热处理后的齿轮钢18CrNiMo7-6进行低温(-60~0℃)夏比冲击试验,利用Boltzmann函数拟舍得到冲击功、侧膨胀值与温度的关系曲线,结合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,并获得脆性断面率50%所对应的试验温度(即FATT50)。结果表明:18CrNiMo7-6钢韧脆转变温度区间为-30℃^-20℃,0℃下的断口微观形貌为韧窝状,随着温度降低,逐渐变成解理形貌,且发现原材料的组织偏析会使材料的冲击韧性变差。

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。

NiAl-Cr(Zr)合金的高温力学行为与韧脆转变

研究了多相金属间化合物ＮｉＡｌ－３３．５Ｃｒ－０．５Ｚｒ合金的显微组织、高温力学行为与初脆转变。铸造合金由β－ＮｉＡｌ和α－Ｃｒ组成的共晶胞及沿共晶胞界分布的Ｎｉ２ＡｌＺｒ（Ｈｅｕｓｌｅｒ）相组成．用热等静医处理后．在胞界处的Ｎｉ２ＡｌＺｒ相转变为富Ｚｒ相．该合金具有较高的高温压缩强度，高温压缩变形很好地符合幂指数规律．对高温拉伸延伸率的研究表明，该合金具有较明显的韧脆转变温度（ＢＤＴＴ），当应变速率为１．０４ｘ１０－４ｓ－１时，韧脆转变温度是１１７３Ｋ，应变速率提高两个数量级时，韧脆转变温度升高约１００Ｋ．讨论了高温变形和韧脆转变机理．

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。

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

1Cr22Mn15N不锈钢的韧-脆转变机理

在-200℃～室温范围内，采用拉伸和夏比冲击试验测定了1Cr22Mn15N高氮奥氏体不锈钢的韧-脆转变温度（DBTT），并通过扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）和X射线衍射（XRD）等方法对该钢在低温下的韧-脆转变现象进行了研究。结果表明：该钢发生韧一脆转变的温度在-110℃左右；最早出现脆性滑移平台的温度在-80℃，并有诱发的ε相出现；其断口形貌由韧窝→韧窝＋准解理→解理脆断变化，断裂形式为穿晶断裂；可能是由于在脆性第二相上形成微裂纹，导致在两个滑移面之间产生穿晶脆性断裂。