应变速率对建筑结构用钢高温热塑性的影响

高性能建筑用钢可有效提升材料力学性能,研究中对材料的高温热塑性进行了分析,选择通过热模拟和显微观察方式研究低合金高性能建筑结构用钢在不同应变速率下的变化情况。研究结果表明:在10-3s-1低应变速率下,充足的变形时间导致铁素体析出量更多,从而出现了塑性低谷;在10s-1应变速率下,塑性低谷随即消失,在1 000℃~1 200℃范围内,断面收缩率随温度提高而逐渐降低,热塑性变形得到明显改善。

16MnCr5高温热塑性及连续冷却转变曲线测定及应用

动态高温热塑性实验表明16MnCr5钢在第II脆性区(900~1200℃)未出现脆性,最佳变形温度为800~1050℃。在600~750℃之间塑性变差,对应于第Ⅲ脆性区。连续冷却转变实验表明16MnCr5钢在0.5~3℃/s之间冷却时,得到均匀的铁素体和珠光体组织;超过5℃/s冷却时,出现贝氏体组织。16MnCr5钢连铸坯冷却到600℃组织转变刚完成或尚未完成,因此,热装的温度应尽量低于600℃。16MnCr5钢盘条轧制后关闭保温罩缓冷,运用于生产Φ30 mm大规格16MnCr5钢线材,组织为F+P,晶粒度约7.5级,硬度达到80HRB,组织均匀,可以满足下游用户拉拔、冷镦使用要求。

20CrMnTi钢连铸坯的高温热塑性

利用Gleeble-3800热模拟试验机研究了20CrMnTi钢连铸坯的高温热塑性,结合扫描电子显微镜和金相显微镜观察了拉伸断口形貌及其附近金相组织,分析了试验钢断裂机理。结果表明:在600~1300℃温度区间内,试验钢抗拉强度逐渐下降,断面收缩率先下降后升高再降低;在900℃时断面收缩率达到最小值48%,断口形貌呈冰糖状,为典型的沿晶脆性断裂,断口附近组织为贝氏体和部分铁素体;断面收缩率在1150℃时达到最大值82.36%,断口韧窝较为集中,为典型的韧性断裂,断口附近组织为均匀的贝氏体。试验钢在600~1300℃范围存在1个脆性温度区间,即750~950℃第Ⅲ脆性区间;塑性区间为600~700℃和1000~1300℃。第Ⅲ脆性区间形成原因是由于铁素体沿晶界析出,削弱了晶界结合力,为裂纹的产生和扩展提供了条件,导致材料塑性恶化。为减少裂纹的发生率,在连铸生产中应避开第Ⅲ脆性区间,即控制矫直温度高于950℃或者低于750℃。

2205双相不锈钢板坯高温热塑性研究

对2205双相不锈钢连铸板坯边部试样进行了高温拉伸,分析了不同温度断面收缩率的变化情况。分别观察了950、1000、1050、1100、1150℃的试样断口金相组织及形貌。结果表明,950～1150℃,随着温度的升高断面收缩率依此升高;断口金相组织由铁素体和奥氏体两相组成,奥氏体呈不规则的多边形分布;1050～1150℃,断口有很多大而深的韧窝存在,体现了在这个温度区间材料有很高的热塑性。

Al对冷轧双相钢高温热塑性的影响

采用Gleeble2000高温力学性能模拟试验机对不同铝含量双相钢高温热塑性进行了对比研究。结果表明,Al的加入使得双相钢的高温低塑性区向高温区域偏移,温度区间由低铝时的710～920℃升高到高铝时的800～1020℃;为了避免铸坯表面产生裂纹,高铝双相钢矫直段温度应控制在1050～1150℃范围内,冷却水应采用弱冷水制度,并合理控制钢中的N、S及O的含量。同时发现,试验钢高温热塑性随着应变速率的增大而提高。

V-N微合金化Q420B大规格角钢连铸坯高温热塑性的研究

通过Gleeble-3500热模拟试验机研究了不同应变速率下V-N微合金化Q420B钢连铸坯的高温热塑性,利用扫描电镜观察高塑性区和第Ⅲ脆性温度区拉伸试样的断口形貌及断口处组织形貌,分析了试验钢在高温下的强度和塑性随温度变化的关系,动态再结晶、相变和析出物对高温热塑性的影响。结果表明在应变速率为ε=5×10^-3/s时,存在第Ⅲ脆性区（700～900℃）,在1000℃时断面收缩率（RA）达到最大值92.16%;当应变速率为ε=5×10^-2/s时,存在第Ⅲ脆性区（600～862℃）,在1100℃时RA达到最大值90.39%;当应变速率为ε=5×10^-1/s时,不存在塑性凹槽;3个应变速率下均没有出现第Ⅱ脆性区;在第Ⅲ脆性区,随着应变速率的增大,断面收缩率提高;在1000～1200℃出现高塑性的主要原因是发生了动态再结晶;第Ⅲ脆性区塑性低主要是由于晶界处有析出物和夹杂物,同时也是由于沿奥氏体晶界析出的铁素体抗拉强度低。

HG70钢连铸坯的高温热塑性行为分析

采用Gleeble2000试验机测试了HG70钢连铸坯的高温力学性能,利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜观察了第Ⅲ脆性温度区内拉伸试样断口部位的显微组织及形貌。结果表明HG70钢的高温强度较好,500℃时的抗拉强度为550 MPa;第二相引起塑性凹槽区的温度范围与晶界铁素体网膜导致塑性凹槽区的温度范围连接叠加,导致第Ⅲ脆性温度口袋区谷底低、平谷宽。

冷轧汽车用TRIP钢的高温热塑性

利用Gleeble1500试验机进行了冷轧汽车用TRIP钢的高温热塑性试验,研究了冷轧TRIP钢热塑性与温度的关系。通过绘制变形温度与断面收缩率的关系曲线,找出了该钢的低塑性温度区,即裂纹敏感点。从而在制定连铸和热轧工艺制度时可避开该温度区,或尽量在该区域少停留。

汽车大梁板610L连铸坯高温热塑性

利用Gleeble-3500热模拟机,针对汽车大梁板610L连铸坯,进行了高温热塑性试验。同时利用扫描电镜分析试样的断口性质及显微组织与塑性的关系。试验结果表明:在1 300～600℃区间存在两个脆性温度区,其中第Ⅲ脆性温度区为910～705℃。研究了第Ⅲ脆性区的脆化原因。为该钢种连铸和热轧工艺制度的制定提供了依据。

钒微合金化异型坯S355ML的高温热塑性

对钒微合金化异型坯S355ML进行高温拉伸实验,采用激光共聚焦显微镜、热场发射环境扫描电镜等分析异型坯翼缘裂纹处组织及脆性温度区的断口形貌,研究异型坯断面收缩率、抗拉强度等高温性能及断口处组织比例与断面收缩率间的关系。结果表明:在1×10^(-3)s-1应变速率下,第Ⅲ脆性区间为700~900℃,随断口处α铁素体组织比例的增加,铸坯塑性先减小后增大,850℃时断口处α铁素体体积分数为1.97%,断面收缩率为24.66%;850℃以下,断面收缩率随α铁素体组织比例的增加而增加,700℃时,α铁素体体积分数为64.51%,断面收缩率增至59.42%;根据拉伸试样的断口形貌和断面收缩率,异型坯最佳矫直温度区间为900~1200℃。

加热温度对308L奥氏体不锈钢铸坯组织及高温热塑性的影响

采用EBSD、金相拼图、高温拉伸试验和扫描电镜断口形貌观察等方法,研究了不同加热温度对308L奥氏体不锈钢铸坯组织及高温热塑性的影响。结果表明:铸坯中树枝状的高温铁素体分布在基体奥氏体上,铁素体面积百分比为10.07%。试样在1100~1250℃的温度范围加热,随着加热温度升高,树枝状铁素体出现溶解现象,组织中高温铁素体面积百分比逐渐减小,同时高温拉伸断面收缩率不断增加,断口中韧窝数量逐渐增多,尺寸和深度逐渐均匀。温度继续升高到1300℃时,出现相反的规律。为保证308L奥氏体不锈钢好的热塑性,铸坯加热温度应该设定在1200~1250℃。

含铌Q460C连铸坯高温热塑性研究

在邯钢gleeble-3500热/力模拟试验机上,针对Q460C连铸坯进行了高温热塑性测试研究。结果表明:1 000～1 300℃为塑性温度区间;650～950℃为第Ⅲ脆性温度区,在此区间,沿奥氏体晶界析出膜状铁素体抗拉能力较低,晶界处存在夹杂物及微合金元素的析出物是钢的热塑性降低的主要原因,极易导致连铸坯产生裂纹缺陷。

电弧炉冶炼Q355D连铸坯的高温热塑性研究

利用GLEEBLE-3800热模拟机对安钢100 t电弧炉生产的Q355D低合金板坯的高温热力学性能进行测试,测试温度为600~1350℃,应变速率为1.0×10^(-3) s^(-1),并通过金相和扫描电镜对不同温度下的金相组织及断口形貌进行观察分析。结果表明:电弧炉钢Q355D存在明显的高温塑性区和低温脆性区,高温塑性区为1150~1300℃,该区间最低断面收缩率为60.9%;第Ⅲ脆性区为650~950℃,温度小于950℃之后铸坯收缩率迅速由88.1%降低至900℃的33.1%,断面收缩率在800℃时达到最低,为23.9%。

600～1200℃温度范围内含钒低合金钢高温热塑性影响因素的研究

应用GLEEBLE-1500热力模拟机，采用正交分析法定量研究了低合金钢中含钒量、变形温度、变形速率、冷却速率等因素对含钒钢高温热塑性的影响，用数学回归法建立了各影响因素与钢的热塑性间的数学模型，为制定含钒钢连铸工艺提供了依据。

800 MPa级耐酸管线钢高温热塑性研究

以一种800 MPa级耐酸管线钢铸坯为研究对象,采用Gleeble 3500试验机对其高温力学性能进行测试,运用金相显微镜、体视显微镜、扫描电镜及显微硬度计,对实验钢拉断后的微观组织、断口形貌及显微硬度进行表征。结果表明,在600~1000℃温度范围,实验钢种的断面收缩率均大于70%,表现出了较好的高温热塑性,但热塑性曲线在700~850℃之间出现了塑性低谷区,这与原始奥氏体晶界处先共析铁素体网膜的析出有关,故铸坯矫直温度选择应避开该温度区间。此外,实验钢还具有较好的高温强度,600℃下抗拉强度可达353 MPa。

低锰铝系Fe-Mn-Al-C低密度钢的高温热塑性研究

本文基于工业化应用角度设计了一种Al、Mn含量较低的低密度钢,采用Gleeble 3500热模拟试验机对其高温热塑性进行研究,并采用金相显微镜、体视显微镜及扫描电镜对拉断后钢样的微观组织和断口形貌进行表征。结果表明,实验钢种的热塑性曲线在760~820℃出现了塑性低谷区,断面收缩率均小于80%,790℃拉伸时钢样的断面收缩率达到极小值,仅为54.45%,故实际生产中,实验钢种应避免在该温度范围进行连铸压下或热轧。在850~1200℃温度范围,实验钢种的热塑性能较好,断面收缩率均大于86%。另外,实验钢种的抗拉强度随着热拉伸温度的上升而下降,760℃时其抗拉强度最大为175 MPa。

50Mn2V铸坯高温热塑性研究

利用Gleeble-1500热应力/应变模拟实验机对50Mn2V的高温力学性能进行了研究与测试;同时对试样拉断后的断口形貌、金相组织及断面成分,分别采用光学显微镜、扫描电镜和EDS能谱进行观察分析。研究表明:50Mn2V铸坯存在600～950℃和1300～1465℃两个脆性温度区,断面收缩率均小于60%;在600～1250℃范围内,随着温度的升高,试样断裂方式由以沿晶为主的混合型断裂向韧性穿晶断裂转变;1300℃～熔点温度区域,试样沿着断口固液两相断裂。

铜砷共存时砷含量对C-Mn钢高温热塑性的影响

为研究铜、砷共存时,残余砷对钢热塑性的影响规律,利用Gleeble-3800热/力模拟试验机研究了含0.22%Cu的C-Mn钢在700~1100℃内,不同砷含量水平时的高温热拉伸行为。热塑性曲线结果表明,铜、砷共存情况下,随着钢中砷含量由0增加到0.09%,钢的脆性区间温度范围扩大,温度上限向高温方向移动。断口形貌和显微组织分析表明,700~800℃内的铁素体与奥氏体两相区,砷的存在抑制了沿晶铁素体的形成,致使钢中生成更为薄膜状沿晶铁素体,从而恶化钢的热塑性;850~1100℃内的奥氏体单相区内,钢塑性的恶化主要是砷元素的奥氏体晶界偏聚。

SS400连铸坯高温热塑性分析

采用Gleeble-3500热模拟试验机测试了SS400钢连铸坯的高温力学性能,并利用扫描电镜观察了拉伸试样断口形貌。结果表明:SS400钢第Ⅲ脆性温度区为725~825℃,在该温度区其断面收缩率仅约为40%;通过控制二冷区冷却速率,将铸坯的矫直温度提高到850℃以上,避开第Ⅲ脆性温度区,可以减少铸坯表面裂纹的产生。

22MnB5高温热塑性研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机研究了22MnB5的高温热塑性规律。同时利用扫描电子显微镜对高温拉伸后的断口及断口处的微观组织进行了观察分析。研究结果表明,随着变形温度的升高,试验钢的抗拉强度降低;断后伸长率曲线在650~725℃附近出现低塑性温度区间,通过组织观察发现,该温度范围内,在原奥氏体晶界上出现铁素体组织,降低了塑性,建议实际生产中避开该温度范围变形。