超快冷下X65管线钢微观组织演变及强化机制分析

基于热连轧生产线开发了X65管线钢超快冷新工艺，系统表征了该工艺下实验钢的微观组织特征，并进一步讨论了其强化机制.结果表明，超快冷下X65管线钢微观组织为细小针状铁素体(AF)+准多边形铁素体(QPF)+M/A岛+弱化珠光体(DP)混合组织，有效晶粒尺寸为2.93μm，大角晶界百分比为31.5%;实验钢组织亚结构为细小的块状铁素体，铁素体尺寸分布在200~1000nm;在铁素体基体上析出了大量尺寸＜10nm的Nb(C，N)粒子;实验钢各项力学性能均满足API SPEC 5L标准要求.超快冷工艺下X65管线钢的主要强化机制为细晶强化、固溶强化、位错强化及纳米析出强化的耦合强化，其中纳米析出强化强度贡献值为96.1MPa.     

包钢CSP生产线后段超快冷系统水压控制方法

为了保证CSP热轧双相钢后段超快速冷却生产的稳定及产品组织的均匀性,需实现带钢生产过程中冷却水压力的高精度控制.结合包钢CSP后置超快冷设备和工艺特点,针对带钢冷却过程中集管压力波动问题,分别设计了动力泵压力闭环与溢流阀模糊控制的联合控制法及动力泵压力闭环与溢流阀压力闭环联锁控制法.实际应用效果表明,采用该控制方案,带钢冷却过程中头尾段集管压力控制在0.85±0.05 MPa,带钢中间段集管压力控制在0.85±0.01 MPa,实现了低成本热轧双相钢后段超快冷过程供水压力的高精度控制,很好地满足了该厂CSP热轧双相钢的生产需求.     

Ti微合金化450～550 MPa级耐候钢组织性能研究

设计了屈服强度达450～550 MPa级高强耐候钢化学成分,在实验室进行冶炼和热轧试验,测试和观察了试验钢的力学性能和显微组织,分析了 Ti含量对Ti微合金化耐候钢性能的影响.结果表明,试验钢的金相组织主要为在多边形铁素体基体上分布少量的珠光体;Ti微合金化耐候钢具有足够的强度和塑性,随着w(Ti)从0.025%增加到0.07%,试验钢的屈服强度从360 MPa增加到550 MPa;采用传统控轧控冷工艺可生产出屈服强度达450～550 MPa级高强耐候钢.     

超快冷终冷温度对桥梁钢组织性能的影响

两阶段轧制后,采用超快冷对实验钢进行冷却,研究了超快冷终冷温度对高强桥梁钢组织性能的影响.结果表明,超快冷终冷温度显著影响实验钢的组织特征,随着超快冷终冷温度的降低,实验钢的显微组织由粒状贝氏体为主逐渐演变为板条贝氏体为主,且M/A尺寸显著细化.明确了超快冷终冷温度对实验钢力学性能的影响规律,且在236℃的超快冷终冷温度条件下,实验钢的屈服强度、抗拉强度、屈强比、-40℃冲击功和延伸率分别为745MPa,961MPa,078,1665J和168%,实现了强度、韧性和塑性的平衡,同时获得了低屈强比.     

Nb微合金化冷轧双相钢DP980的试制研究

采用C-Si-Mn-Cr-Nb合金系,采取两种热轧、退火工艺,在实验室试制Nb微合金化冷轧双相钢DP980. 结果表明,两种试制钢的抗拉强度分别为1 034 MPa和1 048 MPa,屈服强度分别为534 MPa和499 MPa,伸长率分别为11.2%和11.3%,n值分别为0.28和0.27,屈强比分别为0.52和0.48;试制钢的热轧组织为F+P,连续退火后的组织为F+M,退火后的应力应变曲线表现出连续屈服的特点.     

控轧温度区间对含Nb热轧多相钢组织和性能的影响

以含Nb微合金化试验钢为研究对象,通过3个不同精轧温度区间的轧制+层流冷却、空冷、超快冷的TMCP工艺获得了含有铁素体、贝氏体、马氏体以及少量残余奥氏体的显微组织.分析了控轧温度区间对含Nb微合金化试验钢显微组织和力学性能的影响.结果表明,在控冷工艺参数相近的情况下,随着精轧开轧温度和终轧温度的降低,试验钢的抗拉强度减小,屈服强度、延伸率和强塑积增大.其中采用850～800℃的温度区间精轧+层流冷却、空冷、超快冷的TMCP工艺时,试验钢的屈服强度、延伸率和强塑积分别达到了513MPa,35%和25235MPa.%的最大值.     

一种460MPa高强度桥梁钢的耐蚀性能

对采用TMCP工艺在实验室热轧研制的Q460qNH钢的耐蚀性能进行研究,采用干湿交替实验室加速腐蚀实验(ACT)和电化学实验测极化曲线研究了Q460qNH的耐蚀性能.与某厂生产的高强度桥梁钢Q460q和耐蚀性能优良的SPA-H耐候钢进行了对比,结果表明Q460qNH钢的耐蚀性能与SPA-H钢的接近,但明显高于Q460q钢;在普通Q460q桥梁钢中加入0.2%～0.3%Cr,0.15%～0.25%Ni,0.2%～0.3%Cu就可以使其耐大气腐蚀性能显著提高.     

超快冷工艺对钢板心部异常带状组织的抑制作用

采用OM、TEM和EMPA方法对比研究了超快冷工艺及终轧温度对355 MPa级钢板心部异常带状组织的影响.结果表明,950℃高温终轧及超快冷钢板(UC1钢)心部带状组织完全消失,900℃终轧及超快冷钢板(UC2钢)心部则形成了微弱带状组织,而轧后15℃/s层流冷却钢板(LC钢)心部则形成了包括马氏体/奥氏体低温相的严重带状组织.热力学计算显示,钢板心部偏析降低铁素体相变温度144℃,从而提高消除带状组织所需临界冷速到8℃/s.温度计算得到UC1和UC2钢板心部冷速分别达12.1和13.4℃/s,而LC钢板心部冷速只有5.5℃/s,表明超快冷足以抑制心部带状组织,但降低终轧温度削弱了这个效果,而层流冷速则无法抑制带状组织.     

热轧双相钢微观应力--应变模型

利用扫描电子显微镜和透射电子显微镜对热轧后双相钢的微观组织进行分析,用Image-Pro Plus软件测定双相钢微观组织中各独立相的体积分数. 根据多相材料中间混合法则和Swift方程,建立热轧双相钢微观应力-应变模型,并用DP590和DP780钢单向拉伸曲线进行验证. 结果表明,该应力-应变关系微观模型基本阐明热轧双相钢微观组织参数与宏观力学性能的内在联系,能够准确地描述材料的变形行为,同时很好地预测热轧双相钢宏观的拉伸曲线.     

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.     

热轧带钢X80超快冷出口温度高精度控制方法

针对X80管线钢超快冷生产过程,基于传热学基本理论,建立了超快冷温度控制模型.通过对带钢超快冷过程温度场模拟,开发了X80管线钢超快冷控制策略,得出超快冷以均匀模式开启初始组态并采用正向增开策略有利于超快冷精度的提高及带钢芯表温差的减小.针对工艺条件波动对控制精度的影响,开发了超快冷自适应系统,实现了带钢超快冷出口温度实时及卷间修正.现场应用取得良好效果,为控冷工艺的实施提供支撑.     

H型钢超快速冷却控制系统的开发与应用

对H型钢超快速冷却设备作了简要介绍.通过基础自动化中信号传递和液压缸的协同工作,使超快冷系统能适应不同规格H型钢的冷却要求.根据钢种开发及生产工艺要求,针对超快速冷却过程,建立了空冷和水冷温降模型.通过模块化设计,实现了过程温度的控制;通过模型自学习,使超快速冷却工艺逐步合理.从运行情况来看,腹板和翼缘温度差值可以降至30℃,协同工作的两个液压缸中磁尺数值大致吻合,从而使超快速冷却系统具有良好的可控性以及高精度和低故障率.     

超快速冷却工艺对中低碳钢组织性能的影响

基于UFC-ACC设计理念,结合超快速冷却机理及其在中厚板产品处理过程中的技术实现,针对中低碳钢采用不同轧制方式,分析超快冷后钢板力学性能变化,得出较优超快冷冷却规程;同时,对比不同工艺条件下的金相组织,结合理论计算,总结出超快速冷却条件下中低碳钢组织性能演变规律.从分析结果看,中低碳钢冲击韧性明显提高,其他力学性能也有较大改善;此外,UFC-ACC冷后机体大部分为细小均匀的F+P组织,并能保持原奥氏体中的高密度位错,使钢板性能优于普通ACC处理后钢板.     

新一代中厚板轧后冷却系统中队列存储技术的应用

为了升级改造某轧后冷却系统,成功将超快冷系统嵌入其中,并使之与原层流冷却系统有机结合,组成了新一代中厚板轧后冷却系统.针对原层流冷却一级系统的“黑箱”屏蔽现象,为了保持原层流冷却系统的独立性和完整性,在深入解析原层流冷却系统二级模型的基础上,提出基于冷却模式进行系统切换原则并采用“先进先出”的队列存储技术,实现了新增超快冷系统与原层流冷却系统的无缝衔接.现场应用表明,该新一代中厚板轧后冷却系统运行稳定.     

超快冷终冷温度对轴承钢棒材组织性能影响

以GCr15轴承钢棒材为研究对象,研究了超快速冷却终冷温度对其组织性能的影响.研究发现:高温终轧后以大于100℃/s的冷却速度超快速冷却到一定温度后缓冷到室温,随着超快冷段终冷温度降低,珠光体球团直径和片层间距减小;终冷温度过高只能使晶界碳化物厚度减薄但不能抑制其呈网状析出,降低终冷温度到715℃以下就可以得到抑制了网状碳化物析出的细片层珠光体型组织;随着终冷温度继续降低显微硬度增加并有退化珠光体产生,其显微硬度可达到426 HV.     

Effect of hot-dip galvanizing processes on the microstructure and mechanical properties of 600-MPa hot-dip galvanized dual-phase steel

A C-Mn dual-phase steel was soaked at 800℃ for 90 s and then either rapidly cooled to 450℃ and held for 30 s (process A) or rapidly cooled to 350℃ and then reheated to 450℃ (process B) to simulate the hot-dip galvanizing process. The influence of the hot-dip galvanizing process on the microstructure and mechanical properties of 600-MPa hot-dip galvanized dual-phase steel (DP600) was investigated using optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), and tensile tests. The results showed that, in the case of process A, the microstructure of DP600 was composed of ferrite, martensite, and a small amount of bainite. The granular bainite was formed in the hot-dip galvanizing stage, and martensite islands were formed in the final cooling stage after hot-dip galvanizing. By contrast, in the case of process B, the microstructure of the DP600 was composed of ferrite, martensite, bainite, and cementite. In addition, compared with the yield strength (YS) of the DP600 annealed by process A, that for the DP600 annealed by process B increased by approximately 50 MPa because of the tempering of the martensite formed during rapid cooling. The work-hardening coefficient (n value) of the DP600 steel annealed by process B clearly decreased because the increase of the YS affected the computation result for the n value. However, the ultimate tensile strength (UTS) and elongation (A₈₀) of the DP600 annealed by process B exhibited less variation compared with those of the DP600 annealed by process A. Therefore, DP600 with excellent comprehensive mechanical properties (YS=362 MPa, UTS=638 MPa, A₈₀=24.3%, n=0.17) was obtained via process A.