分段冷却模式下热轧双相钢的组织演变及力学性能

通过热模拟实验研究了分段冷却模式下变形温度、保温温度及保温时间对Nb-Ti微合金热轧双相钢组织演变及性能的影响.结果表明:降低变形温度可促进铁素体的转变,使马氏体形态由大块状过渡到岛状;保温温度从740℃逐渐降至580℃时,铁素体转变量先增加后减少,保温温度为660℃时铁素体转变量达到峰值;随保温时间延长铁素体转变量增加,且铁素体转变量与时间的关系曲线呈"S"型.采用超快冷+空冷+层流冷的冷却模式并通过调整终轧温度及空冷时间获得了630～710MPa的热轧双相钢,屈强比≤0.61,相应的组织为铁素体+马氏体或铁素体+马氏体+少量的贝氏体.

汽车结构用热轧双相钢的生产现状及发展趋势

介绍了热轧双相钢在汽车板"以热代冷"进程中的发展情况、国内外主要热轧双相钢产品的化学成分和性能,及其在车身结构及车轮上的应用情况,同时指出,依托短流程薄规格生产工艺技术优势,进一步提高热轧双相钢的生产稳顺性、组织性能稳定性、成品的板形和表面质量,将是实现汽车结构用低成本热轧双相钢开发生产的重要研发方向。

异步热轧对低合金钢显微组织及力学性能的影响

分别采用同步热轧及异速比为1.2的异步热轧对低合金钢进行热轧,研究异步热轧对低合金钢显微组织及力学性能的影响机制.结果表明,与同步热轧相比,异步热轧可显著促进低合金钢奥氏体/铁素体相变,提高热轧钢板厚度方向的组织均匀性.同步热轧工艺下,钢板表层为细晶铁素体层,厚度1/4或1/2处组织为粗大的贝氏体.异步热轧工艺下,钢板板厚方向主要为均匀的铁素体组织.两种热轧条件下,实验钢的抗拉强度和延伸率相当,分别为710~718 MPa和20%.采用异步热轧代替同步热轧后,实验钢的屈服强度由526MPa提高至561 MPa.这主要是由于同步热轧的钢板相变强化占主导,而异步热轧的钢板细晶强化相对较强.

TiO_(2)对自保护药芯焊丝熔敷金属组织与性能的影响

针对自保护药芯焊丝焊接熔渣中TiO_(2)和Al、Mg的冶金反应引起熔敷金属成分变化的问题,本文以CaF_(2)-Al-Mg为基础渣系,制备了不含TiO_(2)和在药粉中分别添加5%、10%和20%TiO_(2)的4种自保护药芯焊丝,并以熔化极自保护焊接方式堆焊了相应的熔敷金属,通过落锤冲击试验、直读光谱仪、光学显微镜、SEM、拉伸试验和冲击试验,研究了TiO_(2)对脱渣率以及熔敷金属成分、组织、夹杂物和力学性能的影响规律.试验结果表明,TiO_(2)能有效改善脱渣性,并会与Al、Mg发生冶金反应:2Al+Mg+2TiO_(2)→2Ti+MgAl_(2)O_(4),还原出来的Ti经过渣-金属界面进入熔敷金属,导致熔敷金属中的Ti含量明显升高,C、Si、N含量降低;无TiO_(2)焊丝的熔敷金属组织主要为针状铁素体,夹杂物主要为直径<1μm的圆形MgO·Al_(2)O_(3),此时的屈服强度为411MPa,0℃冲击功为86 J,冲击断口放射区的微观形貌由韧窝和河流花样构成,属于混合断裂;添加5%的TiO_(2)后,熔敷金属中形成大量细小准多边形铁素体组织,并出现了多边形TiN夹杂物,屈服强度提高到489 MPa,韧性稍许下降;当TiO_(2)添加达到10%后,由于熔敷金属中过高Ti含量的影响,组织转变为粒状贝氏体,TiN夹杂物增多并发生粗化,此时屈服强度增高至615 MPa,但韧性急剧恶化,冲击断口放射区完全为河流花样,属于脆性断裂;更高的TiO_(2)含量(20%)对应的熔敷金属,组织仍为粒状贝氏体,因形成大量的晶界Ti_(4)C_(2)S_(2),强度及韧性均降低.

热轧双相钢的发展现状及高强热轧双相钢的开发

介绍了热轧双相钢的发展现状及存在问题，指出低成本热轧双相钢、高延伸凸缘型铁素体＋贝氏体热轧双相钢（F-B热轧双相钢）及高强度热轧双相钢的开发及应用，将促进我国热轧双相钢的发展，推动汽车工业的“以热代冷”进程。同时，探讨了纳米析出强化型热轧双相钢的强化机理及工艺控制原理，并在实验室进行了中试，开发出铁素体基体析出强化型的热轧双相钢，其抗拉强度达770~830 MPa，屈强比＜0.75，组织为铁素体＋马氏体，且铁素体基体中存在大量细小的纳米级尺寸的TiC过饱和析出和相间析出。

SLM成形17-4PH不锈钢微观组织与动态断裂性能

通过激光选区熔化(selective laser melting,SLM)技术制备了17-4PH不锈钢,采用电子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD)和透射电子显微镜(transmission electron microscope,TEM)等方法对沉积态和固溶态试样微观组织结构进行了分析.通过示波冲击试验确定了裂纹萌生扩展的特征阶段和动态裂纹扩展阻力曲线(J−R曲线),研究了微观组织与动态断裂性能之间的关系.结果表明,沉积态试样主要由<100>择优且沿增材方向拉长的δ铁素体柱状晶、取向随机的细小马氏体,以及少量奥氏体组成,不同截面具有显著的组织各向异性;大尺寸δ铁素体柱状晶与细小晶粒的结合面作为薄弱环节,使其脆性增加,J−R曲线的撕裂模量较低,以准解理方式断裂.固溶热处理明显弱化组织各向异性,微观组织由尺寸细小、均匀的马氏体组成,其冲击吸收能量提升1倍,动态断裂韧性优良,属于韧性断裂.大尺寸δ铁素体柱状晶与周围细小马氏体晶粒界面结合较弱是沉积态17-4PH不锈钢动态断裂性能较差的主要原因.

LNG用高锰超低温钢高温流变应力的温度依赖性

在800~1 000℃温度范围内,利用Gleeble-3800热模拟试验机对LNG用高锰钢进行应变速率为10/s的高温拉伸试验,研究了不同拉伸温度对流变应力及断裂机制的影响,建立了流变应力、应变速率及拉伸温度之间的本构方程。结果表明:断后试样的断面收缩率随着拉伸温度的升高而增加,而流变应力随之降低,由530 MPa降至312 MPa;断口韧窝的尺寸和深度随着温度的升高而增大,呈现晶界滑移和MnS、TiN、Al2O3等夹杂物脱落两种形貌。在应变速率为10/s、800~1 000℃温度范围内,LNG用高锰钢的热变形本构方程为ε=1.2×10^(19)[sinh(0.01σp)]^(4.4)exp[550.18×10^(3)],且该方程模型与实测值吻合程度较高。

合金元素对X80管线钢熔敷金属组织和性能的影响

为了研究Ni、Cr、Mo、Ti、V元素对X80管线钢熔敷金属显微组织和力学性能的影响,设计了5种化学成分的实心焊丝,并用其对X80管线钢进行MIG焊焊接.经过光学显微镜、电子扫描显微镜分析及力学性能试验,对熔敷金属的显微组织、力学性能进行了研究.结果表明:随着碳当量的增加,熔敷金属的拉伸性能不断提升;Ni含量低于1.0%时,随着Ni含量的增加,针状铁素体比例略增加,而先共析铁素体尺寸发生粗化;Ti、V微合金元素含量的增加,可增加熔敷金属针状铁素体的长宽比,使M-A组元尺寸显著减小,从而屈服强度保持在612 MPa,-20℃下冲击吸收功可达141 J;当Cr、Mo元素含量提高至0.57%时,等轴铁素体被成排的贝氏体取代,且包含大量原奥氏体晶界,使得冲击韧性急剧恶化.

热变形参数对Ti80钛合金α+β两相组织演变的影响

基于JMatPro相图计算确定了Ti80钛合金的相变点。采用热模拟压缩试验、光学显微镜和定量分析法研究了Ti80钛合金的α+β热变形行为,分析了变形温度和应变速率对显微组织的影响规律。结果表明:Ti80钛合金在α+β相区和β相区变形时变形机制存在明显的差异,随着变形温度的提高,未转变α相逐渐减少。当初始α相完全转变为β相后发生动态再结晶,而高应变速率会导致动态再结晶不完全。变形温度和应变速率对Ti80显微组织特征参数(β相晶粒尺寸、α相片层厚度及其均匀性)的影响较为显著。

短流程CSP生产线超快冷控制系统的开发与应用

文章基于短流程CSP生产线,开发了适合热轧双相钢的超快冷控制系统,并且实现了该控制系统的工业应用。结果表明:采用动力泵压力闭环和溢流阀模糊PID控制的方式实现对供水压力的控制;采用调节阀模糊控制的方式实现对集管流量的控制;采用对实际带钢速度与程序扫描周期乘积的累加来实现对带钢位置的跟踪。6.0 mm厚度热轧带钢的冷却速率为190~210℃/s,11.0 mm厚度热轧带钢的冷却速率为100~120℃/s,中间温度控制在(670±10)℃,卷取温度控制在目标值±30℃,很好地满足了产品需求。

短流程CSP生产线超快冷生产工艺的开发与应用

文章基于短流程CSP生产线,开发了适合热轧双相钢的超快冷生产工艺,并且实现了该生产工艺的工业应用。结果表明:随着终轧温度降低,铁素体晶粒细化,抗拉强度升高;随着中间温度降低,铁素体晶粒细化,抗拉强度降低;获得合理的工艺参数,终轧温度为840℃,中间温度为670℃,卷取温度为170℃。所生产6.0 mm厚度540 MPa级热轧双相钢的显微组织为铁素体和马氏体,屈服强度为330~360 MPa,抗拉强度为560~590 MPa,延伸率为30%~36%,很好地满足了产品需求。

海洋工程装备用焊接结构高强钢研究现状及存在问题

介绍了海洋工程装备用焊接结构高强钢的研究与开发进展,阐述了TMCP高强韧焊接结构高强钢、析出强化型焊接结构高强钢和节Ni型焊接结构低温钢等具有优异焊接性能的高强钢的物理冶金原理,并分析了该类高强钢存在的典型焊接问题。

热输入对海洋平台用钢焊缝组织及性能的影响

采用埋弧焊的方法系统地研究了焊接热输入对海洋平台用D36钢焊缝组织及性能的影响。研究结果表明:对于焊缝金属一次结晶组织,随着热输入的增加,柱状晶的平均宽度逐渐增大,而其比例逐渐减小;对于焊缝金属二次结晶组织,随着热输入的增加,先共析铁素体(PF)增加,贝氏体铁素体(BF)和针状铁素体(AF)减少;焊缝金属的硬度随着热输入的增加而逐渐降低。

海洋工程用焊接材料的研究现状及发展趋势

对国内外海洋工程用焊材的研究进程和市场现状进行了分析介绍。主要阐述了海工钢焊缝金属和热影响区的组织特性,并从纯净化、合金化、细晶化和均质化四个方面对焊缝金属的韧化机制进行了讨论;介绍了特种低相变点焊材的开发和配套焊后处理方法的发展;最后指出了海洋工程用焊接材料的未来发展趋势。

应变时效对高应变管线钢焊接接头断裂韧性的影响

为探究应变时效对高应变管线钢焊接接头的影响,对应变时效前后高应变管线钢焊接接头的显微组织和力学性能进行了研究.通过硬度测试、断裂韧性试验、数字图像相关(DIC)应变测试方法探究了应变时效处理前后高应变管线钢焊接接头的力学性能特点.并基于光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射技术(EBSD)及X射线衍射技术分析了应变时效处理前后焊接接头的微观组织及亚结构特点.结果表明,应变时效处理后,焊接接头的显微组织未发生明显变化,但内部微裂纹数量增多,焊接接头断裂韧性呈下降趋势,且下降幅度随预应变程度的增大而增大.分析发现,位错密度增大,应变集中程度伴随几何必要位错密度的升高是导致焊接接头塑性变形能力下降,断裂韧性恶化的重要原因.

Al和Mg元素对吉帕级熔敷金属组织和力学性能的影响

针对吉帕级熔敷金属韧性不足的现状,设计了4组焊丝,研究了Al,Mg元素对金属粉芯焊丝熔敷金属组织和力学性能的影响.采用扫描电子显微镜对熔敷金属的显微组织进行了表征,通过力学性能测试表征了熔敷金属的力学性能.结果表明,熔敷金属主要由马氏体、贝氏体构成.随着熔敷金属中Al,Mg元素的添加量由0Al-0Mg增加至0.3Al-0.9Mg,其氧含量由0.030 8%降为0.014 3%,聚合贝氏体含量减少,板条马氏体含量增加.夹杂物由传统的以Fe,Al,Si,Mn等元素的氧化物转变为以Al,Mg氧化物为主的球形细小夹杂物(MgO·Al2O3).0.3Al-0.9Mg组与0Al-0Mg组相比较,夹杂物的平均尺寸降低了0.13μm,抗拉强度增加了152 MPa,冲击吸收能量增加了11 J (-20℃).

含Ti微合金低碳钢连续冷却过程中组织演变行为

通过热膨胀法及金相分析法,研究Ti含量为0.015%~0.10%的低碳钢连续冷却条件下组织演变行为,探讨了Ti含量及冷却速率对低碳钢相变行为的影响规律。结果表明,Ti微合金元素具有细化铁素体晶粒尺寸,抑制铁素体相变,促进贝氏体和马氏体相变的作用。当Ti含量由0.015%增加至0.10%时,0.5℃/s下获得的铁素体平均晶粒尺寸可由24.5μm细化至13μm,铁素体相变的冷却速率范围由≤5℃/s缩小至〈1℃/s,马氏体临界冷却速率由40℃/s降低至20℃/s。冷却速率及Ti含量共同决定Ti微合金低碳钢的组织演变行为,特别是对扩散型的相变开始温度具有显著的影响。

低成本减量化Q690qENH高强桥梁钢的开发

对Q690qENH桥梁钢进行了减量化合金成分设计,降低了Ni、Cu元素的质量分数,克服了对Mo元素的依赖;基于新一代TMCP技术进行短流程工艺设计,生产出屈服强度为745MPa、抗拉强度为961MPa、伸长率为16.8%、-40℃夏比冲击功约为166J的低成本减量化Q690qENH桥梁钢。与传统桥梁钢TMCP+淬火+回火工艺相比,新一代TMCP工艺取消了淬火+回火过程,生产的Q690qENH桥梁钢吨钢可节约合金成本约1 521.08元,节水约2 180m3/h,节约用电275.37kW·h;相当于吨钢节约原煤消耗154.20kg,减少污染物排放量约361.83kg。对于新一代桥梁钢的生产,在降低物耗能耗、保护环境方面有重要的理论指导意义。

富Cu析出强化贝氏体超高强钢的组织特征及强韧化机制

由于传统超高强钢高的碳含量导致其焊接性严重恶化,低碳含量的含Cu超高强钢因具有优异的焊接性而受到广泛关注,在高载荷焊接结构中具有较好的应用前景。为了获得更为优异的强韧性,将铁素体低碳纳米富Cu超高强钢的基体组织优化为板条贝氏体,分析了优化后试验钢的微观组织及纳米富Cu析出相晶体结构的特征,并基于常温拉伸试验及示波冲击试验探究了试验钢的强韧化机制。结果表明:该板条贝氏体低碳纳米富Cu析出强化超高强钢的强韧性能匹配优异,其屈服强度为1334 MPa,-40℃冲击吸收能量为63.5 J。该试验钢贝氏体基体中含有大量1~5 nm尺寸的B_(2)型富Cu析出相。纳米富Cu相的析出强化是主要强化的机制,对屈服强度的贡献约700 MPa;而且细小的晶粒尺寸(3.11μm)、较高的位错密度(8.2×10^(13)m^(-2))也有效地提高了试验钢的屈服强度,细晶强化和位错强化增量分别约305和215 MPa。试验钢中的贝氏体板条束亚结构对裂纹扩展起到阻碍作用,使其在提高强度的同时仍具有良好的冲击韧性。

热变形参数对钛合金两相区流变行为的影响

以热轧态Ti80合金作为基材,在Gleeble-3500热模拟测试机上进行高温压缩测试,变形温度为800~1000℃,应变速率为0.01~10 s^(−1),总变形比例为75%。结果表明:Ti80钛合金在800~950℃时处于α+β两相区,其流变行为受变形温度和应变速率的显著影响。Ti80钛合金的加工硬化主要来自于初始α相中位错密度的提高,变形温度的提高会导致α相的减少,流变峰值应力不断降低,过高的应变速率会导致α相内位错运动受阻。Ti80钛合金中的初始α相更容易发生动态回复和动态再结晶,随着变形温度的提高,初始α相不断减少,动态软化程度逐渐减小直至接近0。为保证钛管热轧的稳定性,应适当提高变形温度,保证Ti80钛合金热变形组织具有较高的β相体积分数,同时避免应变速率过高造成轧制载荷过大。