Ti-IF和Ti+Nb-IF钢铁素体区热轧组织和织构特征

选择Ti-IF和Ti+Nb-IF钢铁素体区热轧板为实验材料,采用金相组织观察、二相粒子形貌分析、织构分析等实验手段对其组织和织构特征进行了分析.结果表明:Ti-IF钢比Ti+Nb-IF钢的晶粒尺寸大,二相粒子尺寸大且数量多;两种钢的表层板织构强弱正好相反且在二分之一层形成了具有冷轧特征的织构,而纤维织构表层为(1 1 0)∥ND,(1 1 2)∥ND,(1 0 2)∥ND,二分之一层为(0 0 1)∥ND,(1 1 1)∥ND,(1 1 2)∥ND;区别于Ti+Nb-IF钢,Ti-IF钢在表层出现了〈0 0 1〉∥RD,二分之一层出现了〈1 0 2〉∥RD织构组分.     

高强细晶IF钢微观形貌的研究

以新型高强细晶IF钢为研究对象,通过实验室冷轧和退火实验,研究了退火工艺对高强细晶IF钢微观形貌的影响.通过微观组织观察可以发现,化学成分的改善、轧制及退火工艺的控制可以使这种钢不仅具有细小的晶粒,而且存在10～40nm的细小析出物Nb(C,N);晶界附近析出物非常稀少,称之为PFZ(晶界无析出物区),且仅存在于晶界的一侧;部分三叉晶界处存在晶界合并现象.实验表明,由于这种钢中Nb析出物非常细小,使晶粒大大细化;同时由于PFZ带的存在,使这种钢具有较低屈强比及较高延伸率,且成形性能良好.     

含铌Hi-B钢织构的演变

以两种含Nb量不同的Hi-B钢为研究对象,借助OM、SEM及XRD研究了试验钢在常化、冷轧及脱碳退火过程中织构的演变规律。结果表明,两组试验钢常化板沿板厚方向存在织构差异,表层及次表层主要为{110}112、{112}111及Goss织构组分,中心层以{001}110、{111}112及{112}110织构组分为主,除次表层Goss织构外,低Nb钢中各织构组分含量均高于高Nb钢;冷轧过程中,{112}111和{110}001织构转变为{111}面织构,{112}110织构转向{001}110织构,高Nb钢中各织构组分含量均高于低Nb钢;脱碳退火过程中,两组试验钢中均形成了较强的{111}面织构,高Nb钢中含有更强的{111}面织构和更弱的Goss织构组分,并且Goss晶粒与{111}112晶粒之间的取向差更接近Σ9晶界。     

退火温度对Ti-IF钢性能及织构的影响

对冷轧压下率为80%、厚1mm的Ti-IF钢经不同温度退火处理后进行拉伸试验,测量其塑性应变比r值.观察退火试样的显微组织,并利用电子背散射衍射技术(EBSD)对其性能和再结晶织构进行分析.结果表明,冷轧试验钢分别在780、810、840℃退火3min后,均发生了再结晶;随着退火温度的升高,大多数晶粒尺寸由5～6μm增大到9～10μm;试验钢的r值随退火温度升高而增大;退火钢再结晶织构表现为强烈的{111}织构,主要由{111}〈110〉和{111}〈112〉两类取向晶粒组成.     

含钒超细晶双相钢的细化机制

利用铁素体+马氏体+贝氏体的初始显微组织结合冷轧和连续退火的方法达到了细化晶粒的目的,通过这种方式制备的双相钢中有63.8%的铁素体晶粒尺寸分布于0.5～1μm,有53%的马氏体晶粒尺寸分布于0.5～1μm.针对该现象研究了基于铁素体+马氏体+贝氏体初始显微组织含钒超细晶双相钢的晶粒细化机制.分析认为,细化机制主要有三个方面:第一是形变对显微组织的细化,包括为了得到铁素体+马氏体+贝氏体的初始显微组织而进行的热轧和冷轧;第二是冷轧态显微组织的再结晶和快速奥氏体化;第三是钒的析出物阻碍奥氏体的长大.     

冷轧工艺对取向硅钢初次再结晶织构的影响

研究了取向硅钢制备过程中常见的两种冷轧工艺,主要研究了一阶段冷轧与两阶段冷轧+中间退火工艺对初次再结晶组织及织构的影响.结果表明:采用两阶段冷轧+中间退火工艺制备以Cu2S为主抑制剂的取向硅钢,其初次再结晶平均晶粒尺寸为181μm,高斯晶粒的体积分数为06%,迁移性强的重位点阵晶界(Σ5+Σ9)和高能晶界(20°~45°取向偏差角)所占比例分别为18%和504%.与一阶段冷轧工艺相比,其初次再结晶晶粒较细,且高斯晶核与特征晶界所占的比例较高,有利于高斯晶粒发生二次再结晶.     

热轧态与回火态 AH80 DB 低碳贝氏体钢组织与冲击韧性

采用光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对热轧态和回火态AH80DB低碳贝氏体钢的显微组织、马氏体/奥氏体( M/A)岛、第二相的析出行为以及晶界取向差、有效晶粒尺寸进行研究,揭示回火后低碳贝氏体钢冲击韧性得到改善的原因.结果表明：两种试样的组织均由板条状贝氏体、粒状贝氏体和针状铁素体组成,其中回火态试样中针状铁素体组织较多.热轧态钢中存在较大尺寸M/A岛且呈方向性分布,大角度晶界比例占17.33%,有效晶粒尺寸为3.57μm;而回火态钢中M/A岛的尺寸较小,大角度晶界比例增加3.43%,有效晶粒尺寸减小0.56μm.热轧态钢中析出相主要是( Nb,Ti) C,尺寸在50~150 nm之间,回火态试样中析出较多细小的球状( Nb,Ti) C析出相,尺寸在10 nm左右.     

ASP生产Ti-IF钢在不同退火过程中再结晶组织和织构演变

对ASP生产Ti-IF钢的退火再结晶过程分别进行了罩式退火和连续退火模拟实验,通过金相组织观察和力学性能检测,并结合X射线衍射和电子背散射衍射技术,从不同的实验角度对再结晶组织和织构的形成及演变进行了研究.结果表明,由于罩式退火和连续退火两者的热历史过程不同,其再结晶组织转变温度及晶粒度有所不同,但是再结晶核心的形成位置及演变方式趋于一致,形核方式趋向于择优形核.     

薄板坯连铸连轧工艺下Hi-B钢的组织及织构

采用金相显微镜和扫描电镜研究实验室模拟薄板坯连铸连轧( TSCR)工艺试制的高磁感取向硅钢( Hi- B钢)组织、织构的演变特征. 研究发现实验室模拟薄板坯连铸连轧工艺试制的Hi-B钢热轧板显微组织及织构在厚度方向上存在不均匀性. 常化板表面脱碳层铁素体晶粒明显粗化,常化板织构基本继承了热轧板相应的织构类型,仅织构强度不同. 一次大压下率冷轧后,晶粒及其晶界沿轧向被拉长形成鲜明的纤维组织,织构主要为α纤维织构和γ纤维织构,脱碳退火后试样发生回复和再结晶现象并形成初次晶粒组织,脱碳退火后织构分布较为集中. 温度升高至1000℃时二次再结晶开始,1010℃时钢中晶粒发生异常长大,高斯织构强度达到61. 779. 成品磁感为1. 915 T,铁损为1. 067 W·kg-1 .     

CaCO3在AZ31镁合金中的细化效果及机理

用CaCO3作细化剂研究了对AZ31镁合金凝固组织的影响.结果表明:在AZ31中添加质量分数为0.5%的CaCO3,在760℃保温10 min后细化效果最佳,α-Mg晶粒的尺寸由基体合金的570μm降至209μm,降幅约63.3%.通过能谱分析、结合能和自由能的计算证实,细化机理是CaCO3反应后生成Al4C3,其中部分Al4C3质点作为异质核心,使晶粒细化,其余的Al4C3质点钉扎晶界也阻碍了晶粒长大.Al元素随固/液界面前沿被快速推至晶界,生成沿晶界生长的β-Mg17Al12相,起到进一步固定晶界的作用.合金元素的分布均有改变.     

B对冷轧IF钢板焊接疲劳性能的影响

对比研究了B对Ti添加和Ti、Nb复合添加的冷轧IF钢板经电阻焊接前后的显微组织和疲劳性能的影响·结果表明,B可以细化这两种IF钢的退火组织和焊接热影响区组织,改善晶界结合强度,提高焊接疲劳强度·疲劳断口分析结果表明,IF钢焊后表现为沿晶断裂特征,B可使IF钢断裂特征得以改善,由沿晶断裂转变成穿晶断裂     

Experimental study on Ti+Nb bearing ultra-low carbon bake hardening sheet steel hot-rolled in the ferrite region

A Ti+Nb bearing ultra-low carbon bake hardening sheet steel hot-rolled in the conventional austenite region and in the ferrite region with lubrication was experimentally studied. Subsequent cold rolling and continuous annealing processes were also conducted. The results show that microstructures of ultra-low carbon bake hardening hot strips at room temperature are basically irregular polygonal ferrites. The yield strength, ultimate tensile strength, n value, and r value of the No.2 specimen hot-rolled in the ferrite region with lubrication are 243 MPa, 364 MPa, 0.29, and 1.74, respectively, which are similar to those of the No.1 specimen hot-roiled in the conventional austenite region. The elongation rate and bake hardening value of No.2 specimen are 51% and 49.4 MPa, respectively, which are greater than those of No. 1 specimen. The No.2 specimen hot-rolled in the ferrite region with lubrication exhibits good mechanical properties and relatively excellent baking hardening performance. Therefore, the hot rolling experiment of Ti+Nb bearing ultra-low carbon bake hardening steel in the ferrite region with lubrication is feasible and can be considered in the future industrial trial production.     

含磷高强IF钢中FeTiP相的脱溶及硬化现象

分析含磷高强ＩＦ钢中ＦｅＴｉＰ相的脱溶行为及对硬度的影响，发现含磷ＩＦ钢的时效硬化现象，实验表明，５５０℃时效时硬化效果比较明显。电镜和能谱分析表明大量细小的ＦｅＴｉＰ相脱溶是产生硬化现象的重要原因。７５０℃时效时，ＦｅＴｉＰ相中Ｆｅ：Ｔｉ：Ｐ（原子比）并不严格地符合１：１：１的比较，且在晶界及晶内均有析出，在超低碳高纯净微合金钢中，如ＦｅＴｉＰ相等非碳氮化合物导致的硬化现象值得引起重视。     

Ti和Nb对18Cr-2Mo铁素体不锈钢韧脆转变温度的影响

通过真空冶炼、锻造、热轧和退火试验制备出18Cr-2Mo铁素体不锈钢,结合其冲击试验和透射电子显微镜、扫描电子显微镜及电子背散射衍射等分析结果探讨了Ti和Nb微合金化对其韧脆转变温度的影响.结果表明：在C和N含量较低的条件下,添加微量元素Ti和Nb可以显著降低18Cr 2Mo铁素体不锈钢的韧脆转变温度（降低约40 °C）,并改变热轧后的织构类型而形成(001)和(111)复合织构;通过合适的退火工艺处理,可进一步提高其冲击韧性;在热轧过程中,产生细小弥散的Ti（N, C）和Nb（C, N）相是复合织构形成的主要原因.     

Q125级ERW用石油套管钢力学性能及CO2腐蚀行为

设计研发一种低碳的Q125级ERW用石油套管用钢。运用SEM和TEM分析实验钢的强化机制,并采用高温高压反应釜对实验钢的CO2腐蚀行为进行研究。实验结果表明:实验钢的晶粒粒径10～15μm,晶区的长度约为2μm,马氏体板条束宽度约150 nm,这些均为实验钢具有较好的强韧性配合提供条件;直径约为50 nm的圆形(Nb,Ti)(C,N)析出物,通过钉扎晶界阻止γ晶粒的粗化过程,可有效阻止奥氏体晶粒的长大;直径约20 nm的椭圆形(Nb,Ti)C以及纳米级圆形NbC析出物,可起到钉扎位错的作用,阻止位错移动,可很大程度地提高强度;实验钢腐蚀速率随着温度的增加先增大后减小,在90℃时平均腐蚀速率和点蚀速率均达到最大值;在60℃时,点蚀速率与平均腐蚀速率相差程度最大。     

超细晶粒Q235钢板力学性能和强韧化机理研究

通过添加合金元素Nb和Ti及配以合理的控轧控冷工艺，得到了强韧性配合良好的超细晶粒Q235钢板。在对钢的力学性能测试和显微组织观察的基础上，研究了超细晶粒钢组织结构与性能之间的关系。结果表明，超细晶粒Q235钢的组织为铁素体加珠光体；但其性能较传统Q235钢翻了一番；强度改善是控轧控冷工艺和加入微合金化元素Nb和Ti综合作用的结果。超细晶粒Q235钢板的强韧化机制主要是细晶强化，其次为沉淀强化。     

Mechanism of generation of large (Ti,Nb,V)(C,N)-type precipitates in H13 + Nb tool steel

The characteristics and generation mechanism of (Ti,Nb,V)(C,N) precipitates larger than 2 μm in Nb-containing H13 bar steel were studied. The results show that two types of (Ti,Nb,V)(C,N) phases exist—a Ti-V-rich one and an Nb-rich one—in the form of single or complex precipitates. The sizes of the single Ti-V-rich (Ti,Nb,V)(C,N) precipitates are mostly within 5 to 10 μm, whereas the sizes of the single Nb-rich precipitates are mostly 2–5 μm. The complex precipitates are larger and contain an inner Ti-V-rich layer and an outer Nb-rich layer. The compositional distribution of (Ti,Nb,V)(C,N) is concentrated. The average composition of the single Ti-V-rich phase is (Ti_0.511V_0.356Nb_0.133)(C_xN_y), whereas that for the single Nb-rich phase is (Ti_0.061V_0.263Nb_0.676)(C_xN_y). The calculation results based on the Scheil–Gulliver model in the Thermo-Calc software combining with the thermal stability experiments show that the large phases precipitate during the solidification process. With the development of solidification, the Ti-V-rich phase precipitates first and becomes homogeneous during the subsequent temperature reduction and heat treatment processes. The Nb-rich phase appears later.