两阶段控制冷却工艺对含钼X80抗大变形管线钢组织与性能的影响

采用TMCP热轧及轧后两阶段控制冷却技术,在试验室制备了含Mo成分的X80级抗大变形管线钢,并利用扫描电镜和透射电镜等分析方法研究了不同冷却条件对组织与性能的影响.结果表明,采用两阶段控制冷却工艺的含Mo成分X80抗大变形管线钢为铁素体-贝氏体双相组织;随加速冷却中开冷温度降低,组织中铁素体含量增加,试样强度降低,屈强比降低,均匀伸长率提高;随加速冷却中终冷温度降低,贝氏体中M/A含量减少,尺寸更细小,分布更分散,试样强度变化不大但均匀伸长率显著提升.分析表明,当铁素体含量一定时,均匀伸长率与贝氏体中M/A密切相关,细小且均匀分布的M/A可提高加工硬化速率,推迟颈缩发生,使均匀伸长率升高.当加速冷却中开冷温度为690℃、终冷温度为450℃时,组织中铁素体的体积分数约为23%、晶粒尺寸约为5μm,M/A岛尺寸约为1μm,组织均匀性良好,试样得到最优的强度塑性匹配.     

B+F双相X80管线钢模拟海水环境中慢应变拉伸各向异性研究

为研究B+F双相X80管线钢各向异性对安全服役的影响,采用金相扫描电镜观察、慢应变拉伸法和电化学极化法,在模拟海水环境中,与轧制方向呈0°,45°,90° 3种不同角度试样的B+F双相X80管线钢的慢应变拉伸和极化行为进行了分析。结果表明：双相X80管线钢组织由多边形铁素体和板条状贝氏体组成,铁素体和贝氏体含量近似为1∶1;在模拟海水环境慢拉伸条件下,B+F双相X80管线钢与轧制方向呈不同角度试样的屈服强度随取样角度的增大明显降低,说明海水对B+F双相X80管线钢具有明显的应力腐蚀作用;与轧制方向呈0°试样的X80管线钢的慢应变拉伸应力与应变曲线呈圆顶状,屈服强度和抗拉强度均最高,屈强比为0.81,均匀伸长率为13.4%,可以满足使用要求;与轧制方向呈90°试样的双相X80管线钢的自腐蚀电位最负,自腐蚀电流最大,耐海水腐蚀性能最差;与轧制方向呈45°试样的双相X80管线钢的自腐蚀电位最正,耐蚀性最优。研究B+F双相X80管线钢在模拟海水中的慢应变拉伸各向异性,可提高其安全服役性,对大变形管线钢的实际生产具有一定的借鉴价值。     

高铌对X80管线钢相变与微观组织的影响

利用Gleeble-1500热模拟实验机,测定了铌含量分别为0.095%和0.045%的X80针状铁素体管线钢过冷奥氏体连续冷却转变点,并绘制了变形条件下高铌钢的CCT曲线并分析了其微观组织.实验结果表明:高铌含量能够延迟X80管线钢的γ/a 转变并减少块状铁素体的体积分数.高铌X80管线钢在较低的冷却速度和较宽的冷速范围内都能获得理想的针状铁素体组织.     

高钢级管线钢形变硬化行为及其影响因素分析

选取具有单相和双相组织特征的X80、X90直缝管,结合微观因素分析了高钢级管线钢及钢管不同方向的形变硬化行为特征。研究发现贝氏体+铁素体组织的双相钢比单相贝氏体组织的管线钢具有更好的塑性变形能力;此外,与单相组织管线钢管圆屋顶型应力应变曲线不同,双相组织管线钢管的横向应力应变曲线出现了明显的屈服平台,导致二者形变硬化指数变化规律存在差异。双相组织中含有一定比例低位错密度铁素体及制造过程环向应变引起的应变时效是产生该现象的主要原因。     

中碳耐磨钢动态冷却条件下组织变化

以中碳耐磨钢为研究对象,通过热膨胀法测定了中碳耐磨钢CCT曲线,分析了动态冷却条件下其组织变化,结果表明当冷速小于5℃/s时得到的组织为铁素体＋贝氏体,随着冷速的增加铁素体的数量减少,当冷速达到10℃/s时得到的组织为贝氏体组织,随着冷速的增加贝氏体的形态由粒状贝氏体逐渐转换为板条贝氏体,当冷却速度在15℃/s～50℃/s之间时得到的组织为贝氏体＋马氏体的组织。当冷速大于30℃/s的时候发生马氏体转变,生成的组织主要为马氏体组织。建议直接淬火工艺冷却速度15℃/s,冷却开始温度应该在800～850℃左右,而冷却结束温度在400～450℃左右。     

铁素体/贝氏体双相X80管线钢疲劳性能研究

采用MTS Landmark 370型万能机研究了全壁厚铁素体/贝氏体双相X80管线钢的疲劳性能,并通过SEM方法对钢的组织及断口进行了分析。结果表明,铁素体/贝氏体双相钢中的铁素体有大角度晶界,而贝氏体由小角度晶界的贝氏体铁素体及细小的马氏体/奥氏体(M/A)岛构成。疲劳裂纹主要在钢板表面凹坑处萌生;疲劳强度S与寿命N的关系为S=2 973×N-0.14;在裂纹扩展过程中,铁素体晶界、贝氏体及贝氏体组织中的M/A岛对疲劳裂纹扩展有抑制作用。     

高强度管线钢的原位拉伸形变分析

运用原位拉伸扫描电子显微镜的观察方法和微观取向分析手段,对比分析了2种高强度级别管线钢X100和X80的动态塑性变形行为.结果表明：X100和X80的微观组织均主要由针状铁素体、粒状贝氏体和M/A岛状组织组成;在拉伸应力的作用下,X100级管线钢的针状铁素体首先发生形变,且随着应变的增加、针状铁素体应变量的累积而导致粒状贝氏体发生形变,其氧化夹杂物成为微裂纹成核的核心,并随着拉伸应力的增加而扩展、连接并导致裂纹贯穿基体,直至失效,在发生形变后,其晶体的{111}晶面沿拉伸形变方向转动;X80级管线钢原位拉伸产生了滑移带,并发生形变,直至断裂.
     

热处理工艺对高碳贝氏体钢组织与力学性能的影响

借助OM、SEM、XRD等手段,对比研究了一步、两步等温贝氏体转变工艺及QPB(淬火+配分+贝氏体转变)工艺对高碳贝氏体钢(w(C)=0.79%)显微组织与力学性能的影响。结果表明,采用一步等温贝氏体转变工艺处理试验钢时,当等温温度同为250℃,随着保温时间的延长,钢中贝氏体转变越充分,块状残余奥氏体尺寸降低,组织更为均匀细小;而在较低温度下(200℃)等温处理时,钢中残余奥氏体含量显著降低,贝氏体铁素体板条更细小,材料的强度和硬度提高,而塑性和韧性下降。两步等温贝氏体转变工艺处理(250℃×24 h+200℃×72 h)的试验钢中贝氏体铁素体板条平均尺寸约为82 nm,残余奥氏体体积分数为21.4%,获得了最佳的综合力学性能,抗拉强度达到2040 MPa,伸长率为12.5%,冲击韧性为21 J。QPB工艺提高了贝氏体转变速率,大大缩短了热处理时间,最终得到马氏体+贝氏体铁素体+残余奥氏体的组织,试验钢同时也获得了良好的强度和塑韧性。     

淬火温度对X80管线钢组织和力学性能的影响

研究了X80钢在不同淬火温度后的组织和力学性能的变化.结果表明,淬火温度为1000℃时,X80钢的奥氏体晶粒严重粗化,导致粗板条贝氏体铁素体的产生,致使X80钢的强度升高、韧性和硬度严重降低;当淬火温度为930℃,并辅以适当的回火处理,可以使X80钢获得以细小针状铁素体为主的组织,从而获得良好的硬度、强度、塑性和韧性的配合.     

铁素体-贝氏体球墨铸铁的初步研究

本文研究了不同比率的铁素体-贝氏体两相组织对球墨铸铁拉伸特性和冲击韧性的影响。当铁素体球墨铸铁在900℃奥氏体化,400℃等温淬火,贝氏体体积分数为54％和93％时,延伸率及断面收缩率均出现两个峰值。实验证明,当铁素体和贝氏体的比率在最佳范围时,能明显提高其强度和韧性。X—射线衍射证实,贝氏体为无碳化物上贝氏体。能获得良好的韧性,主要由于在石墨球周围形成环状组织的无碳化物上贝氏体,可能是这种高强度、高韧性的贝氏体在石墨-贝氏体界面阻止了裂纹萌生的结果。     

Al对热挤压模具钢 SDAH13连续冷却转变规律的影响

采用热膨胀仪测定Al质量分数分别为0.77%和1.43%以及无Al的热挤压模具钢SDAH13的连续冷却转变曲线,并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析Al元素对SDAH13钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响.结果表明：Al元素显著提高SDAH13钢的Ac1、Ac3和Ms点,降低淬火残留奥氏体含量,同时扩大铁素体及奥氏体两相区.在1060℃奥氏体化温度下,Al元素对SDAH13钢贝氏体相变的临界冷速(0.30℃·s-1)无明显影响,但使贝氏体相区变宽,Al质量分数分别为0.77%和1.43%的SDAH13钢的珠光体相变的临界冷速(0.05℃·s-1和0.3℃·s-1)均高于无Al的SDAH13钢的临界冷速(0.02℃·s-1),且Al质量分数为1.43%的SDAH13钢在0.02~0.08℃·s-1冷速下出现先共析铁素体组织. Al的加入还使SDAH13钢淬火硬度有所降低.     

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．     

轧后冷速对Q500GJE钢组织和拉伸性能的影响

为了开发Q500GJE高性能超高层建筑用钢,利用Gleeble热/力学模拟、扫描电镜、透射电镜、背散射电子衍射、着色腐蚀金相等方法研究了轧后控冷冷速对TMCP交货低屈强比(≤0.80)Q500GJE钢组织和拉伸性能的影响。结果表明:试验钢在冷速5~25℃/s的范围内,形成由针状铁素体、粒状贝氏体以及M-A岛构成的混合组织。随着轧后冷速的提高,针状铁素体数量减少,粒状贝氏体数量增多,晶粒发生细化,位错密度升高,屈服强度和抗拉强度升高;随着轧后冷速的适当降低,硬相M-A岛的含量增加,尺寸增大,屈强比下降,应变硬化量增加。拉伸性能满足低屈强比Q500GJE钢要求的轧后控冷冷速是15~20℃/s。     

超快冷工艺对X70管线钢组织的影响

通过热模拟机研究超快冷工艺中冷却速率和终轧温度对X70管线钢组织细化及马氏体/奥氏体小岛的影响.随着冷却速率的增大,铁素体晶粒尺寸减小,M/A岛的体积分数先增大后降低,M/A岛的尺寸变化则相反.提高终轧温度,铁素体晶粒尺寸略微增大,M/A岛的体积分数增加;但在900～940℃范围内,随着终轧温度的升高,试样中M/A岛的体积分数略减小,尺寸增大.     

超快冷工艺对X70管线钢组织的影响

通过热模拟机研究超快冷工艺中冷却速率和终轧温度对X70管线钢组织细化及马氏体/奥氏体小岛的影响.随着冷却速率的增大,铁素体晶粒尺寸减小,M/A岛的体积分数先增大后降低,M/A岛的尺寸变化则相反.提高终轧温度,铁素体晶粒尺寸略微增大,M/A岛的体积分数增加;但在900～940℃范围内,随着终轧温度的升高,试样中M/A岛的体积分数略减小,尺寸增大.     

35SiMnMoV钢多相复合组织形态对常温冲击性能的影响

作者采用热处理方法,获得了马氏体+贝氏体+铁素体+奥氏体的多相纤维状复合组织。并与马氏体+铁素体纤维状双相组织和粒状贝氏体为主的复合组织进行了冲击性能、硬度、强度的对比。应用光镜、扫描电镜和透射电镜,对冲击断口形貌、复合组织形态进行了观察。用X射线衍射仪测定了奥氏体体积分数。结果表明:前者在低温回火或未回火状态下,与调质态的纤维状双相组织和回火态的粒状贝氏体组织相比,在等硬度、等强度下,具有更高的冲击韧性和更优异的强韧性配合。本文还探讨了冲击性能变化的机理。     

超快冷对X80管线钢屈强比的影响

对超快冷条件下X80管线钢屈强比的影响因素进行了系统研究;结合光学电镜、扫描电镜和透射电镜对冲击断口和组织的观察,得出了超快冷条件下低屈强比X80管线钢强韧性匹配的最优工艺.结果表明:随着超快冷终止温度的降低,实验钢强度和屈强比均呈升高趋势;超快冷终止温度为655℃时,实验钢组织由针状铁素体、贝氏体和M/A岛组成,强韧性匹配良好;在"超快冷+空冷+层流冷却"的冷却模式下,随着空冷时间的延长,实验钢的屈强比逐渐降低;超快冷的应用在提高实验钢强度的同时有利于实现X80管线钢的低屈强比,为高级别的抗大变形管线钢的开发奠定了基础.     

卷取温度对热轧F/B双相钢组织性能的影响

采用轧后空冷+超快速冷却工艺,研究卷取温度对热轧铁素体/贝氏体(F/B)双相钢组织性能的影响规律.结果表明:卷取温度由504℃降至250℃时,铁素体体积分数变化很小(857%～878%),铁素体晶粒尺寸变化也很小(36～37μm),组织中的硬相由以贝氏体为主转变为以马氏体为主;实验钢的抗拉强度由510MPa升至597MPa,屈服强度由475MPa降至389MPa,延伸率变化较小(322%～350%).另外,随着卷取温度的降低,铁素体与贝氏体或马氏体间的变形协调能力降低,使扩孔过程中微孔提前形核,同时加快了已有微孔的长大及合并过程,导致试样发生的塑性变形减小,扩孔性能降低,扩孔率由1014%降至524%.     

炉卷轧机生产X100管线钢的组织特征与强韧性

利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)对炉卷轧机生产X100管线钢的显微组织特点进行了观察与分析,通过背散射电子衍射技术(EBSD)探讨了X100管线钢的有效晶粒尺寸与低温韧性的关系,并利用物理化学相分析的方法对X100管线钢的析出粒子尺寸分布和强化作用进行了定量分析. 结果表明:X100管线钢的显微组织以粒状贝氏体为主,晶粒内部和晶界上弥散分布着大量细小的马氏体/奥氏体(M/A)岛;X100管线钢的有效晶粒尺寸较小,仅为2μm左右,细化有效晶粒尺寸和降低组织方向性有利于提高管线钢的低温韧性;X100管线钢中的析出粒子尺寸较小,平均尺寸为45.4nm,但由于其总体质量分数只有0.062%,经计算,其析出强化作用约为52MPa,析出强化对屈服强度贡献较小.     

超快冷工艺下X70管线钢微观组织及M/A岛演变

采用超快冷与层流冷却相结合的冷却工艺对厚度为12.7 mm的X70管线钢进行轧制,分析讨论不同超快冷终冷温度下实验钢的微观组织及马氏体-奥氏体(M/A)岛演变规律,并进一步给出实验钢的最佳轧制工艺参数。研究结果表明:当超快冷终冷温度在570~360℃范围内时,实验钢组织可归类为:1)准多边形铁素体(QF)+贝氏体铁素体(BF)+针状铁素体(AF)+M/A岛;2)AF+BF+M/A岛;3)AF+BF+板条贝氏体(LB)+M/A岛。随着超快冷终冷温度由570℃降至440℃,M/A岛所占面积百分比变化不大,M/A岛长度减小;随着超快冷终冷温度进一步降至360℃,M/A岛长度变化不大但体积分数降低。当超快冷终冷温度为440℃时,实验钢拉伸性能及低温韧性最优。针对实验用X70管线钢,控制冷却最佳工艺制度为终轧830℃+超快冷却至410~470℃+层流冷却至320~370℃+卷取。