Cr含量对1000 MPa级高强钢熔敷金属组织演变的作用机制

设计开发了5种不同Cr含量的1000 MPa级高强钢埋弧焊材,采用丝极埋弧焊制备了Cr含量为0%~0.9%的熔敷金属,利用OM、SEM、TEM和CLSM等微观组织表征方法研究Cr含量对1000 MPa级高强钢熔敷金属组织演变的影响,并通过拉伸和冲击试验评估其力学性能.结果表明,1000 MPa级高强钢熔敷金属随着Cr含量提高,铁素体转变起始温度由723.3℃提高到740.2℃,贝氏体转变起始温度由470.2℃降低到458.5℃,铁素体转变温度区间扩大,高Cr熔敷金属中贝氏体转变速率较快,熔敷金属中针状铁素体和贝氏体铁素体增加,M-A组元由弥散分布逐渐呈链条状偏聚,先共析铁素体与残余奥氏体减少.熔敷金属冲击断裂形式由低Cr的韧性断裂向高Cr的准解理断裂转变,熔敷金属拉伸强度不断提高,相比于无Cr的熔敷金属,0.9%Cr的熔敷金属抗拉强度和屈服强度分别提高12.4%和17.0%,熔敷金属冲击吸收能量先提高后降低,在−40℃条件下,0.6%Cr的熔敷金属的低温韧性最高为84 J,熔敷金属Cr含量为0.6%时强韧性匹配效果最佳.

热处理温度对1000 MPa级高强钢熔敷金属组织和性能的作用机制

采用丝级埋弧焊方法制备1000 MPa级高强钢熔敷金属,利用SEM、EBSD、XRD和TEM等微观分析方法研究了焊后热处理温度(500~620℃)对1000 MPa级高强钢熔敷金属组织演变的影响,并通过拉伸和冲击试验评估其力学性能.结果表明,随着热处理温度升高,1000 MPa级高强钢熔敷金属抗拉强度和屈服强度对比焊态(as welded,AW)先升高后降低,熔敷金属热处理后比AW韧性降低.1000 MPa级高强钢熔敷金属在540℃热处理时获得较好强韧匹配效果,抗拉强度1030MPa,屈服强度970 MPa,-40℃冲击韧性58 J.1000 MPa级高强钢熔敷金属在500~620℃热处理过程中M/A组元中的A逐渐分解为碳化物和铁素体,M在620℃热处理时生成逆转变奥氏体并保留至室温.碳化物对于位错具有钉扎作用,但随热处理温度升高碳化物对位错的钉扎作用减弱,位错通过滑移和攀移不断减少.熔敷金属析出的碳化物对位错的钉扎作用强于位错滑移的软化作用时,熔敷金属强度提高,碳化物对位错的钉扎作用弱于位错滑移的软化作用时基体组织软化,熔敷金属强度降低.析出的碳化物导致位错塞积,产生的应力集中区域成为裂纹源,使热处理态熔敷金属韧性低于AW.

一种抗拉强度1000 MPa级高强钢焊丝制备工艺

【目的】为解决目前国内抗拉强度1000 MPa级别焊丝在制备过程中盘条退火不均匀、拉拔过程中焊丝易脆断、生产成本较高等问题。【方法】提出了使用辊模拉拔+模具拉拔的混合拉拔工艺制备抗拉强度1000 MPa级高强钢焊丝。将混合拉拔工艺制备焊丝与传统模具拉拔制备焊丝进行对比试验,研究焊丝拉拔工艺对盘条抗拉强度、屈服强度的影响;分析退火工艺对盘条O,N含量、盘条组织的影响;通过对比焊丝电解前后焊丝表面质量,研究退火工艺、超声波电解清洗对焊丝表面质量的影响;通过对比焊接飞溅率、熔深、熔宽等参数,研究焊丝镀铜前后焊接工艺性。【结果】试验结果表明,通过合理控制道次减面率和拉拔前进速度,更易实现在较大减面率下的焊丝稳定制备过程,盘条经过1050℃连续退火可以有效消除盘条残余应力,极大地降低了拉拔断丝概率。盘条微观组织以马氏体为主并带有少量贝氏体、渗碳体,组织结构均匀的盘条更易制备性能稳定的焊丝。焊丝经超声波电解清洗、吹干涂油最终获得混合拉拔+无镀铜涂油的制备工艺。【结论】通过辊模拉拔+模具拉拔的混合拉拔工艺制备了抗拉强度1000 MPa级高强钢焊丝,且O,N含量≤0.005%,组织均匀稳定,有效保证盘条抗拉强度、屈服强度、表面质量均匀稳定,焊接工艺性优良。

1000 MPa级高强钢埋弧焊熔敷金属组织及性能

针对水电用1000 MPa级高强钢设计了一种埋弧焊用焊丝、焊剂。借助JMat Pro软件对熔敷金属的组织和力学性能进行模拟,并通过拉伸试验、冲击试验、OM,SEM,EDS等手段对其进行评价。研究了熔敷金属成分和焊接热输入对熔敷金属组织及力学性能的影响。试验结果表明,研制的焊材焊接工艺性优良,通过控制合金元素含量使熔敷金属力学性能远高于标准值;重点分析了Cr含量对熔敷金属组织和力学性能的影响,熔敷金属中少量的Cr元素会提高针状铁素体含量,Cr元素含量较高时,会增加贝氏体含量,使熔敷金属强度不断提高,冲击韧性先提高后降低;随着焊接热输入的升高,熔敷金属中针状铁素体含量不断减少,先共析铁素体含量提高,组织粗化,熔敷金属强韧性不断降低。

1000 MPa级低碳高强钢的组织转变与性能研究

利用膨胀仪测定1000MPa级低碳高强钢临界点及CCT曲线,研究不同冷速对试验钢显微组织的影响。结果表明:在0.5~1℃/s冷速范围内,试验钢得到单一粒状贝氏体组织;在2~15℃/s冷速范围内,得到粒状贝氏体、板条贝氏体和马氏体的混合组织;在20~80℃/s的冷却速度范围内,得到板条贝氏体和马氏体的混合组织。以测定CCT曲线为参考依据制定调质工艺,试验钢经过调质后获得优异的综合力学性能。

1000MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢加热制度研究

采用OM、TEM和EDS分析技术,研究了1000 MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢在不同加热温度下保温不同时间时奥氏体晶粒粗化行为与微合金元素碳氮化物溶解行为。结果表明,铸坯中存在尺寸与形状明显不同的3类析出物:尺寸大于1μm的方形Ti N粒子;尺寸在500 nm以下的球形、椭球形或方形Nb、Ti复合析出物;少量方形或椭球形Ti S或Ti(C,S)析出物。随着温度的升高,原始奥氏体晶粒尺寸呈现出单调增大的趋势,当加热温度超过1200℃时奥氏体晶粒发生快速长大,而析出物数量不断减少、尺寸逐渐增大、Ti/Nb原子比逐渐升高,EDS显示均为Ti、Nb复合析出。随着保温时间的延长,原始奥氏体平均晶粒尺寸呈抛物线规律长大,小尺寸的球形、椭球形的析出物逐渐溶解,大尺寸方形析出物数量逐渐增加且棱角变得模糊。综合考虑加热温度和保温时间对Nb、Ti微合金元素的固溶行为和奥氏体晶粒粗化行为的影响,1000 MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢的加热温度和保温时间分别为1250℃和80 min较合适。

1000MPa级超高强钢的SH-CCT曲线及其热影响区的组织和性能

采用热膨胀法结合显微金相与硬度检测,在热模拟试验机上测定了1 000MPa级低碳微合金高强钢焊接过程中的临界点Ac1和Ac3,绘制出该钢在不同冷却速率下的焊接连续冷却转变曲线(SH-CCT曲线),研究了冷却速率对焊接热影响区粗晶区(CGHAZ)组织和硬度的影响规律,揭示了不同冷却速率下焊接热影响区的相变过程及组织特征,同时获得了奥氏体晶粒平均尺寸随t8/5的变化关系。研究结果表明,在焊接条件下,该钢的奥氏体化温度要比平衡状态下的奥氏体化温度显著升高;该钢在相当宽的冷却速率范围内发生中温转变,获得贝氏体组织;在较快的冷却速率(≥40℃/s)下,焊接热影响区组织以马氏体为主;随着冷却时间t8/5的增加,硬度逐渐下降,最高硬度HV10为425。在试验条件下,奥氏体晶粒粗化程度并不显著。

Si、Mn含量对1000 MPa级工程机械用钢组织和性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜和拉伸试验机等手段,研究了Si、Mn含量对电渣重熔工程机械用钢组织和性能的影响。结果表明,Mn含量适量增加虽然会促进晶粒长大,但是由于组织遗传效应明显高于Mn含量变化造成的晶粒度变化故晶粒尺寸仍然较小;而增加Si对原奥氏体晶粒影响较小;增加Mn并未对调质态工程机械用钢中的碳化物析出造成明显影响,增加Si的试样的碳化物虽然仍以颗粒状为主、并含有少量短棒状碳化物,但是碳化物数量明显较少、尺寸更加细小;增加Mn后,工程机械用钢的抗拉强度、规定塑性延伸强度和布氏硬度有所提高,而断后伸长率、断面收缩率和-40℃冲击吸收能量都有不同程度减小;增加Si后,工程机械用钢的抗拉强度、屈服强度和布氏硬度有所减小,而断后伸长率、断面收缩率和-40℃冲击吸收能量明显提升,但强度和布氏硬度都不满足工程机械用钢的使用规范要求;试验用1000 MPa级工程机械用钢适宜的Si和Mn含量分别为0.35wt%和1.12wt%。

低成本900MPa级工程机械用钢连续冷却转变行为的研究

针对当前不含Mo低成本900 MPa级工程机械用钢的生产,采用Formastor-FⅡ相变仪,研究了900 MPa级工程机械用钢的连续冷却相变行为,分析了试验钢在连续冷却条件下的显微组织、显微硬度变化规律和贝氏体相变过程;结合热膨胀法和金相-硬度法绘制了试验钢的连续冷却转变曲线。结果表明:当冷却速率为0.25~0.5℃/s时,试验钢组织主要为铁素体和粒状贝氏体;冷却速率为1~2℃/s时,试验钢组织由粒状贝氏体和板条贝氏体组成;冷却速率为5~20℃/s时,试验钢组织为板条贝氏体和互锁状贝氏体,随着冷却速率的提高,板条贝氏体相变温度区间变窄,互锁状贝氏体相变温度区间变宽。冷却速率为5℃/s时,以板条贝氏体相变为主导,晶界形核速率高于晶内形核速率;冷却速率为10~20℃/s时,以互锁状贝氏体相变为主导,晶内形核速率高于晶界形核速率。冷却速率为0.25~2℃/s时,试验钢显微硬度随着冷却速率的增加而增加,硬度值从188HV升高到239HV;冷却速率为2~5℃/s时,出现硬度平台;冷却速率为5~20℃/s时,试验钢显微硬度随冷却速率的增加而增加,硬度值从240HV升高到270HV。