中碳微合金化正火用钢的开发与其显微组织和机械性能

对感应电炉冶炼的中碳微合金化钢试验，结果表明，正火后其强度、冲击韧性远远超过４５调质钢；延伸率相当于４５调质钢；在低温下也有较好的韧性，说明了中碳微合金化正火用钢能够代替４５调质钢使用．

Nb-Ti微合金化高性能桥梁钢Q370qE-HPS铸坯700～1050℃的热塑性

利用Gleeble1500D热模拟试验机，对开发的Q370qE—HPS高性能桥梁钢（／％：0．09C，0．36Si，1．33Mn，0．013P，0．004S，0．036Nb，0．015Ti，0．022Als，0．33CEV）230mm×1400mm连铸坯进行700—1050℃的热塑性试验研究。结果表明，Q370qE—HPS高性能桥梁钢800～1050oC为高塑性区间，与传统正火工艺桥梁钢Q370qE（／％：0．14C，0．38Si，1．45Mn，0．012P，0．004S，0．028Nb，0．014Ti，0．023Als，0．38CEV）相比较，Q370qE—HPS钢高塑性的温度范围较大；700～800℃为低塑性区问，在此区间沿奥氏体晶界析出的铁素体膜使抗拉强度降低，尤其当晶界处存在Nb—Ti碳氮化物时，应力作用下容易产生裂纹和孔隙，从而使钢的热塑性降低。

焊接热循环下V-N正火钢的V(C,N)粒子演变及微观组织分析

采用焊接热模拟方法研究了V-N微合金化正火容器钢在焊接热循环作用下的连续冷却相变;利用光学显微镜、扫描电镜分析了连续冷却相变组织及组成;通过透射电镜分析了V(C,N)析出粒子的形貌及尺寸;采用固溶度积公式计算了VN析出-时间-温度图。得到了模拟焊接热影响区粗晶区连续冷却曲线(SHCCT),给出了不同冷却条件下的室温组织及其组成,得出了V(C,N)的连续冷却过程中的临界析出t 8/5时间约为80 s。并讨论了V,N原子固溶及析出状态对连续冷却相变及微观组织形成的影响。

Cr-N微合金含量和正火对Mn系气瓶用无缝钢管屈服强度的影响

常见的医用气瓶、工业气瓶主要材质为37Mn类Mn系气瓶钢。气瓶钢主要采用正火热处理工艺,但正火态37Mn钢材质的气瓶力学性能不稳定,屈服强度及冲击功达不到标准设定要求。通过加入Cr、N等微量元素的微合金化37Mn钢化学成分为/%:0.34~0.38 C,0.20~0.27 Si,1.60~1.70 Mn,0.10~0.20 Cr,0.004 0~0.0090 N,经正火轧制的Φ219 mm×6 mm钢管屈服强度≥530 MPa,抗拉强度≥750 MPa,冲击功≥13.2 J,完全能满足客户使用需求。

N含量对移动容器用正火钢组织及性能的影响

为适应移动容器行业减重需求,采用V-N微合金技术,通过细化晶粒和析出强化机制,研发出60 kg级高强度移动容器用正火钢,揭示出不同N含量对正火态钢板组织、性能及其热加工温度适应性影响的规律。V含量在0. 14%～0. 20%范围时,随着N含量由0. 094‰提高至0. 129‰,平均晶粒直径由3. 31μm细化至2. 89μm,屈服强度上升了24 MPa,达到512 MPa,抗拉强度为668 MPa,下降了27 MPa,-40℃低温冲击吸收能量略有提高;当N含量提高至0. 198‰时,平均晶粒直径细化至1. 96μm,屈服强度进一步上升至525 MPa,抗拉强度变化不大,为665 MPa,-40℃低温冲击吸收能量显著提升,平均值达到146 J,较N含量0. 094‰时提高了83 J。研究表明,N含量为0. 198‰的钢板对热成型温度的适应性显著改善,热成型温度从870℃提高至950℃时,钢板晶粒粗化程度小,晶粒度仍维持在10级以上水平。

氮含量对正火型钒微合金化钢强化效果和显微组织的影响

利用V-N微合金化技术,在Q345钢基础上进行V-N微合金化,将通用型正火容器用钢的强度水平由345 MPa升级至400。MPa。考察了不同N含量对正火型V-N钢组织和强化效果的影响。结果表明,随着N含量增加,正火态V微合金化试验钢的屈服强度明显提高;每加入50×10^(-6)的N,屈服强度提高18MPa左右,同时屈强比上升。随着N含量提高,V微合金化钢产生明显的晶粒细化效果,试验钢的铁素体晶粒尺寸由13.36μm逐渐细化至7.89μm。对比热轧态试验钢和正火态试验钢的强化效果,发现正火态试验钢的析出强化作用相对较弱,而细晶强化作用相对显著。

正火过程中V--N微合金化钢的第二相行为

采用物理化学相分析、高分辨透射电镜等手段研究V-N微合金化钢在正火过程中第二相行为,并进行相应的理论计算,讨论该行为对材料性能产生的影响.正火加热保温过程中,V-N钢有约32.9%的V(C,N)未溶解,阻止奥氏体晶粒长大.在正火冷却过程中,未溶解的V(C,N)诱导晶内铁素体形核,细化铁素体晶粒,而溶解的V(C,N)重新析出,起到析出强化作用.V(C,N)析出相行为的变化导致材料力学性能的改变.与热轧态V-N钢相比,正火态V-N钢细晶强化贡献值增加31 MPa,而析出强化贡献值减少45 MPa.

两相区正火和回火对微合金化钢力学性能与显微组织的影响

通过光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等分析手段,对不同热处理工艺下微合金化钢的显微组织与力学性能进行了研究,并分析了相应的作用机理。结果表明,直接正火态试验用钢的组织为针状铁素体,一次正火态和二次正火态试验用钢的组织分别多边形铁素体＋针状铁素体和板条状铁素体＋针状铁素体,回火处理后试验用钢的组织形态变化不大,在铁素体界面处析出了较多的M23C6型碳化物,且二次正火＋回火态试样中M23C6型碳化物的平均尺寸最小、数量密度最大;虽然两相区正火能够降低试验用钢的屈强比,但是两相区正火不一定会提高试验用钢的强塑性和冲击吸收能量,而只有二次正火才能有效提高试验用钢的强塑性和冲击吸收能量。

N对高强度压力容器钢组织转变的影响

利用扫描电镜、电子背散射衍射、透射电镜及VASP第一性原理模拟等方法研究了氮含量对微合金化压力容器钢组织转变及力学性能的影响。结果表明:当氮含量从60×10^(-6)增加至93×10^(-6)时,试验钢中的铁素体体积分数变化较小,珠光体占比从5.8 vol%增加至18.4 vol%,粒状贝氏体组织从49.4 vol%减少为28.0 vol%;当氮含量增加至150×10^(-6)时,试验钢组织由47.6 vol%的珠光体与52.4 vol%的铁素体组成。氮含量增加使试验钢在强度变化较小的基础上,-40℃低温冲击吸收能量和伸长率提升,这主要是因为高氮(150×10^(-6))试验钢中析出更多的氮化物颗粒,增加了相变过程中的形核位置,有效促进了珠光体转变;热轧后的低氮(60×10^(-6))试验钢在正火后由于奥氏体中C的过饱和度增加,较高温度下连续冷却发生了贝氏体转变,形成粒状贝氏体组织,恶化了试验钢的塑韧性。

热处理对高层建筑用钢微观组织与力学性能的影响

通过金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等分析手段,对不同热处理工艺下建筑用微合金化钢的显微组织与力学性能进行了研究,并分析了相应的作用机理。结果表明,直接正火态试验钢的组织为针状铁素体,一次正火态和二次正火态试验钢的组织分别为多边形铁素体＋针状铁素体、板条状铁素体＋针状铁素体,回火处理后试验钢的组织形态变化不大,在铁素体界面处析出了较多的M23C6碳化物,且二次正火＋回火态试样中M23C6碳化物的平均尺寸最小、数量密度最大;虽然两相区正火能够降低试验钢的屈强比,但是只有二次正火才能有效提高试验钢的强塑性和冲击功。

Ti含量对碳锰钢厚板力学性能的影响

研究了Ti含量对碳锰钢力学性能的影响,计算了在1170℃加热条件下,试验钢中溶解的TiC粒子比例;对0.18%Ti试验钢采用萃取复型技术制备样品,在透射电镜下观测了析出物的形貌和尺寸。结果表明:溶解的TiC粒子比例分别为68.16%、37.15%、28.41%;0.18%Ti试验钢中析出物以TiC粒子为主,尺寸分布在十几纳米至300 nm;随着试验钢中Ti含量的增加,强度、韧性呈下降趋势,这与随之增多的未溶且粗大TiC粒子有关。

正火型460 MPa级容器钢的研制及焊接热模拟试验

以C-Mn-Si为基础,通过VN微合金化,添加适量镍的成分设计思路,采取控轧和正火工艺,生产出低屈强比高强韧容器用钢板。对正火板进行焊接热模拟试验,结果表明:随着t8/5时间的增加,即热输入的提高,焊接热影响区的硬度和冲击值下降,铁素体含量和晶粒尺寸是主要影响因素;热输入为12.36~14.27 kJ/cm时,可以获得良好CGHAZ性能。

高韧性Q370qE桥梁钢的研制开发

在C、Mn固溶强化的基础上微合金强化,通过控轧控冷技术,开发了高韧性Q370qE桥梁钢。金相组织分析及CCT曲线测试表明,实际生产中终轧温度应控制在≤820℃,热轧态钢板强度和塑性指标能够满足技术协议要求,但低温冲击韧性富裕量小。钢板经880℃正火处理,强度及韧性可达到最佳匹配,组织性能均匀稳定,-40℃低温冲击功均在160 J以上,完全满足技术协议要求。