250 mm铸坯红送工艺生产Nb-V-Ti微合金钢板表面裂纹分析

利用金相观察、能谱分析、连铸坯红送与冷送工艺的对比试验等手段,对红送工艺生产微合金钢板出现的表面裂纹进行了分析研究。结果表明,红送工艺生产微合金钢板表面裂纹并不是因为连铸坯本身存在裂纹缺陷,而是由于铸坯在凝固后的冷却过程中,大量细小的C、N化合物在奥氏体晶界析出,降低了晶界强度,导致钢板表面裂纹形成。

Nb-V-Ti微合金钢复合析出相的特征

用SEM和TEM等研究了Nb-V-Ti微合金钢的组织,特别是复合析出相的形貌和形成机制,并探讨了其对力学性能的影响。结果表明:试验用钢的组织为典型的铁素体-珠光体组织,TiN形成于连铸坯冷却过程的较高温度区间,形态经历了由球形向方形的长大过程;复合析出相包含Nb、V、Ti,NbC和VC依附于先析出的TiN表面以共格关系形核长大的,整体呈铆钉形或其它不规则形状,尺寸为50～70nm。

卷取温度和卷取后冷速对Nb-V-Ti微合金钢组织的影响

通过Gleeble-3800热模拟试验机对Nb-V-Ti微合金钢进行了不同卷取温度和卷取后冷却速度的热模拟试验,并且对所获得的组织进行了观察与分析.两阶段轧制后,试验钢在540～460℃卷取以及卷取后冷速为2～0.5℃/s的条件下,最终组织为针状铁素体、少量多边形铁素体和M/A组元.研究结果表明,随着卷取温度的降低,组织逐渐细化,这与较低的卷取温度导致过冷奥氏体在中温转变区间具有较低的转变温度有关.同时加快卷取后的冷却速度,组织进一步细化,这可能与卷取后发生一定程度的回复有关.

超低碳Nb-V-Ti微合金钢热变形行为的研究

在热模拟实验的基础上,分析了变形条件及微合金元素Nb( 0 . 0 1 8%～0 . 0 56% )、V( 0 . 0 1 %～0 .0 2 % )、Ti( 0 . 0 1 %～0 .0 2 % )对0 . 0 6%～0 . 0 8%C实验钢的热变形行为的影响。在Sellas Tartat方程的基础上,建立了应力 应变曲线数学模型:动态回复模型σ(e) =σ0 + (σp-σ0 ) [1 -exp( -3 .2 3ε/εs) ] 0 .5 ,式中:σp 峰值应力,σ0 初始应力,ε变形应变,σs 加工硬化与回复进入稳态的临界应变;动态再结晶模型σ=σ(e) -(σp-σss) { 1-exp[-2. 3 63 (ε-εc)εc0 .342 5 ) 2 ] } ,式中:σss 动态再结晶进入稳态时的应力,εc 动态再结晶临界应变。利用该模型对0 .0 7%C～0 .0 1 8%Nb实验钢工业轧制时轧制压力进行了预测,其结果与实测值吻合良好。

焊接热循环对Nb-V-Ti微合金钢组织和韧性的影响

采用热模拟方法研究了焊接热循环对Ｎｂ－Ｖ－Ｔｉ微合金钢组织和韧性的影响。研究结果表明，焊接热影响区组织和韧性与ｔ８／５和热循环类型有关。Ｎｂ－Ｖ－Ｔｉ微合金钢母材组织为Ｐ＋Ｆ。经１３２０℃焊接热循环，ｔ８／５冷速较小时，组织为Ｂ＋Ｆ＋Ｐ；冷速较大时，组织为Ｂ；冷速继续增大，组织为Ｂ＋Ｍ。冷速过大或过小都会降低韧性。经１３２０℃、１３２０℃＋１３２０℃和１３２０℃＋７８０℃三种热循环后，韧性均有较大下降，以１３２０℃＋７８０℃热循环韧性最低。

精轧入口温度对Nb-V-Ti微合金钢组织的影响

在Gleeble-3800热模拟试验机上模拟了Nb-V-Ti微合金钢不同精轧入口温度的轧制和卷取过程,并观察了最终试样的显微组织。同时进行了多道次变形的模拟试验,通过平均流变应力分析了不同应变量下的未再结晶温度。结果表明,当精轧入口温度在未再结晶温度以上时,针状铁素体和多边形铁素体相对粗大;精轧入口温度在未再结晶温度以下时,随着精轧入口温度的降低,针状铁素体和多边形铁素体均逐渐细化。

Nb-V-Ti微合金钢亚晶取向差测定及强化效应估算

本文对Nb-V-Ti微合金钢经控轧控冷后在不同卷取温度下的诸强化效应及屈服强度进行了估算。在测定有关微观参数中,着重研究了亚晶取向差的测定方法。采用会聚束中菊池衍射,确立了计算机计算双晶取向差的方法。用该方法测定了微合金钢中的亚晶取向差。结果表明,Nb-V-Ti微合金钢经控轧控冷后,在600℃以下卷取,得到了大量亚晶,亚晶取向差小于5°,其平均值小于3°。亚晶取向差的精确测定为位错亚结构强化效应的估算提供了可能性。 强度估算结果表明,关系式:适用于微合金钢屈服强度估算。

超快冷终冷温度对含Nb-V-Ti微合金钢组织转变及析出行为的影响

以复合添加Nb,V和Ti的低碳微合金钢为研究对象,采用热模拟试验机模拟高温轧制+超快速冷却+缓冷工艺,采用OM,HRTEM和显微硬度计等对超快冷至不同温度实验钢的组织转变和析出规律进行研究.结果表明,随着超快冷终冷温度的升高,显微组织由贝氏体向珠光体和铁素体转变,碳化物形核位置从贝氏体转变为铁素体,铁素体中的析出物密度大于贝氏体中的,且在620℃达到最大.超快冷至不同温度时析出物的尺寸均小于10 nm,纵横比均接近于1,即析出物形态更接近于球形,且随终冷温度的降低,析出物尺寸逐渐减小.利用Orowan机制计算了析出强化增量,得出在620℃析出强化对屈服强度的贡献最大,可达到25.6%.

Nb-V-Ti和V-Ti微合金钢中碳氮化物的回溶行为

采用TEM和EDX技术,研究了低碳微合金钢中Nb,V,Ti的碳氮化物在不同温度保温后的回溶行为．结果表明,Nb-V-Ti微合金钢中存在尺寸明显不同的两类析出,较大的析出颗粒平均尺寸在80nm以上,其心部为(Nb,V,Ti) (C,N),而边部为(Nb,Ti)(C,N),较小的析出颗粒平均尺寸在20nm以下,其类型为(Nb,Ti)(C,N)．两类析出物中Nb/Ti原子比均随回溶温度的升高而减小．V-Ti微合金钢中,Ti的存在对V的回溶具有拖曳作用,提高了V的碳氮化物的热稳定性．Nb-V-Ti微合金钢中,由于Nb,V,Ti之间综合作用,使得析出相中V具有更高的热稳定性．

基于Murty流变失稳判据的Nb-V-Ti低碳微合金钢加工图分析

利用Gleeble-3800热/力模拟机对Nb-V-Ti低碳微合金钢进行高温单道次热压缩实验,采用基于Murty准则的加工图研究该钢种在变形温度900～1150℃,应变速率0.01～10 s-1,工程应变70%下的组织特性。研究表明:功率耗散效率大于32%的峰区对应变形温度1024～1132℃、应变速率0.18～2.00 s-1,该区域为典型的等轴动态再结晶组织,为最佳热加工区域;失稳区对应900～930℃,0.1～2 s-1以及966～1150℃、1.45～10 s-1两个区域范围。

稀土Ce对低碳微合金钢耐腐蚀性能的影响

为了提高低碳微合金钢在海洋环境中的耐腐蚀性能,采用金相显微镜、SEM、EBSD、电化学分析等测试手段研究了不同稀土Ce含量的试验钢在3.5%NaCl溶液模拟的海洋环境中的腐蚀行为。结果表明:试验钢的显微组织主要由铁素体和珠光体组成,稀土Ce可以细化晶粒,减小夹杂物的尺寸,将试验钢中Al_(2)O_(3)、MnS、Al_(2)O_(3)+MnS夹杂物改性为MnS+CeAlO_(3)、Ce_(2)O_(3)夹杂物,并且改性后的夹杂物应力明显降低,减小了微孔洞、裂纹萌生的概率。另外,稀土Ce的加入可以降低试验钢的腐蚀电流密度,提高腐蚀电压,使得腐蚀产物中γ-FeOOH的含量减少,同时α-FeOOH和Fe_(3)O_(4)含量增多,可降低反应活性,提高锈层对基体的保护作用。因此,相对于未添加稀土Ce的低碳微合金钢,添加稀土Ce的低碳微合金钢表现出更好的耐海水腐蚀性能。

Mg处理Nb-Ti微合金钢中非金属夹杂物演变机理研究

在工业生产条件下,对Nb-Ti微合金钢进行Mg处理试验,分析了Mg处理条件下,微合金钢中非金属夹杂物的演变规律。结果表明,微合金钢经过铝脱氧产物主要为Al_(2)O_(3)夹杂,进行Ca处理后,Al_(2)O_(3)夹杂减少,转变为CaO-Al_(2)O_(3)夹杂,且部分MnS夹杂转变为CaS夹杂;精炼阶段将Ca处理改为Mg处理后,可将铝脱氧产物Al_(2)O_(3)夹杂变性为MgO-Al_(2)O_(3)夹杂。Mg处理前,夹杂物在LF主要是Al_(2)O_(3)夹杂,进行Mg处理和Ti合金化后,钢中主要夹杂物变为MgO-Al_(2)O_(3)夹杂、MgO夹杂和TiN夹杂,最终在铸坯中的夹杂物为MgO-Al_(2)O_(3)外包裹CaS/MnS和(Nb、Ti)N复合夹杂。对Ca处理和Mg处理的夹杂物尺寸进行对比,夹杂物尺寸主要分布在5μm以内,Mg处理形成的2μm以内的夹杂物占比高于Ca处理工艺,表明镁处理可以较好地细化夹杂物,形成大量弥散分布的细小夹杂,有助于提升钢的综合力学性能。

Nb-V-Ti低碳微合金钢的热变形加工图及其应用

为了优化Nb-V-Ti低碳微合金钢的变形工艺参数,利用Gleeble-1500热/力模拟实验机对其进行了热压缩实验,得到热加工图用于研究热变形行为.研究发现,加工图中存在两个动态再结晶峰区及失稳区:峰区Ⅰ:峰值对应的变形温度和变形速率分别为1000℃,2 s-1,峰值效率21%;峰区Ⅱ:变形温度1050℃,变形速率0.01～0.001 s-1,峰值效率45%.将加工图与CSP生产工艺参数进行对比,合理解释了CSP生产过程中出现混晶的现象.因此,动态材料模型加工图可作为研究新材料变形参数的有力工具.

微合金钢等温过程中带状组织演变规律研究

采用热模拟试验机、金相显微镜和扫描电镜研究了微合金钢在等温过程中的带状组织演变规律,并对其形成机理进行了分析。结果表明:试样在650~700℃等温时,带状组织为铁素体/马氏体。在550~600℃等温时,带状组织为针状铁素体/马氏体,且随着等温温度的下降,针状铁素体的体积分数不断升高。Mn的带状偏析是导致该等温期间不完全转变现象的根本原因。当等温温度降到450℃时,组织全部为针状铁素体,带状组织基本消失。

再结晶区变形后冷却速率对Nb-V-Ti-N微合金钢组织演变及力学性能的影响

利用Gleeble-3800热/力模拟机研究了Nb-V-Ti-N微合金钢的动态连续冷却转变规律,并探讨了再结晶区变形后冷速对其组织及性能的影响。结果表明:当冷速由0.1℃/s增大至30℃/s时,实验钢发生铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体相变,冷速区间分别为0.1~30℃/s、0.1~8℃/s、3~30℃/s和15~30℃/s;随着冷速的增大,铁素体、珠光体和贝氏体相变温度分别由785、682和498℃降低到625、553和415℃,而马氏体相变温度则由342℃升高为365℃。当冷速由3℃/s增大至8、20和30℃/s时,钢中大角度晶界占比由0.734不断减少到0.509;平均有效晶粒尺寸先由10.62μm减小到7.46μm后增大到9.61μm,最小值在20℃/s获得;平均KAM值先由0.419°略降低到0.407°后升高到0.691°,最小值在8℃/s获得。此外,当冷速由0.1℃/s增大至30℃/s,实验钢的显微硬度由(197±23.3)HV0.1逐渐增加到(316±11.8)HV0.1,屈服强度由(475±67.1)MPa增加到(818±33.9)MPa。分析可知,为了获得良好的强度-韧性配合,实验钢再结晶区变形后适宜的冷速为8℃/s。

冷喷涂参数对合金钢表面Ni涂层显微组织和腐蚀防护性能的影响

目的提高核电管道用合金钢材料的耐腐蚀性能。方法采用中低压冷喷涂工艺在30CrMnSi低合金钢表面制备了Ni涂层,使用数码相机、扫描电镜、电化学工作站等重点研究了喷涂工艺参数(喷涂气体压力和温度)对涂层显微组织、电化学性能和耐盐水性能的影响。结果采用CS1(0.8 MPa-150℃)、CS_(2)(1.0 MPa-200℃)、CS3(1.5 MPa-200℃)和CS4(1.7 MPa-250℃)参数制备的冷喷Ni涂层,涂层厚度由155μm增加至265μm,涂层孔隙率由3.5%降低至0.9%,自腐蚀电位(Ecorr)由‒0.623V增加至‒0.328V(vs.SCE),腐蚀电流密度(Jcorr)由4.3×10^(‒5)A/cm^(2)降低至4.4×10^(‒6) A/cm^(2);4种工艺条件下的冷喷Ni涂层经1000 h人造海水浸泡试验后,对基体仍存在腐蚀保护作用。结论冷喷Ni涂层在人造海水环境中的退化机制源于涂层表面的疏松性质和内部孔隙。浸泡初期,氯离子快速渗透进涂层内部并形成可溶性的氯化物,生成较为封闭的腐蚀坑;随着浸泡时间的延长,涂层内部的孔隙逐渐被这些产物填充满,腐蚀表层变得更加稳定和致密,并逐渐形成了保护层,从而阻断了新鲜氯离子的进一步补充;浸泡后期,阻塞区内外电化学条件的显著差异,加速了腐蚀坑内金属的腐蚀进程,堆积在表层的腐蚀产物体积膨胀或在应力作用下产生了裂纹,氯离子通道再次打开,腐蚀产物不断向外排出,腐蚀表层逐渐脱落。通过提高喷涂压力和喷涂温度,可有效提高冷喷Ni涂层的致密度和结合强度,有力抑制了涂层在盐水环境中的腐蚀扩展过程。通过积累不同工艺条件下冷喷涂Ni基涂层在人造海水环境中的腐蚀失效数据,为冷喷涂Ni基涂层工程化应用提供理论支撑。

一种微合金钢曲轴断裂原因分析

通过化学成分检测、宏观形貌观察、显微组织观察,断口形貌分析和淬硬层硬度检测等测试手段,对微合金曲轴用钢断裂原因进行分析。结果表明:曲轴的失效模式为典型的疲劳断裂,断裂位置处于连杆颈和平衡块的过渡区、即R角区域,断裂的主要原因为R角区域粗糙的加工刀痕产生应力集中,促进了疲劳裂纹的形成,最终导致疲劳断裂。

钛微合金钢中氮含量控制技术研究与实践

介绍了莱钢银山型钢炼钢厂生产钛微合金钢Q355B不同生产环节氮含量变化情况,分析了生产流程各因素对钢中氮含量的影响,其中转炉终点碳氧含量、出钢温度,LF进站钢液温度、电极电耗、底吹氩气、埋弧效果,连铸保护浇注等对钢水增氮有较大影响。提出了相应的优化措施,通过转炉终点碳含量、出钢温度、精炼渣成分控制等措施,达到了稳定控制氮含量在40×10^(-6)以下的效果。

“锻-退”循环对微合金钢晶粒细化的作用机制

提出1种新型的“锻–退”循环热加工工艺,且对Ti−Nb−V−B微合金钢进行热处理实验,研究“锻–退”循环对Ti−Nb−V−B微合金钢晶粒尺寸和力学性能的影响;通过透射电镜组织观察和热力学计算,探究Ti−Nb−V−B微合金钢“锻–退”循环晶粒细化机理,并建立微合金钢晶粒细化模型。结果表明:“锻–退”循环热处理可显著细化Ti−Nb−V−B微合金钢的晶粒,“三锻三退”试样的晶粒度由锻前2.5~4.0级细化到9.5~11.5级;“三锻三退”试样的综合力学性能得到显著改善,与“一锻一退”相比,其抗拉强度(R_(m))、屈服强度(R_(el))、断后伸长率(A)、断面收缩率(Z)和夏比冲击功(K_(V))分别提高了10.6%,9.9%,18.8%,30.2%和135.0%;Ti−Nb−V−B微合金钢中NbC,TiC,VC和Cr_(23)C_(6)第二相的析出温度分别为1202,1187,897,672℃,锻前加热和锻造过程中均发生VC和Cr_(23)C_(6)的溶解,锻后退火可促进第二相的析出,“锻–退”循环过程中发生NbC和TiC的析出,锻前奥氏体重结晶、锻造再结晶和锻后退火第二相析出的协同效应是Ti−Nb−V−B微合金钢获得细晶的重要机制。

Nb-V-Ti微合金化低合金钢SG610E 250 mm×2000 mm连铸尾坯封顶工艺试验与实践

针对低合金钢SG610E 250 mm×2000 mm连铸尾坯封顶工艺进行了试验研究,结果表明,传统的打水封顶工艺,在距离铸坯尾部2000 mm范围内存在严重的中心缩孔,而低拉速无水封顶可以将缩孔尾坯长度减小到了900 mm。但是由于低拉速无水封顶工艺,拉速≤0.2 m/min持续时间长,导致连铸坯表面温度降低,进入第三脆性区,Nb-V-Ti微合金化低合金钢连铸尾坯表面出现了表面横裂纹。为此,开发了一种宽厚板连铸机拉速0.4 m/min不停机无水封顶方法,不仅获得了良好的连铸尾坯内部质量,同时解决了该钢连铸尾坯表面横裂纹的问题。