Q1030焊接高强钢的奥氏体晶粒异常长大机理

研究了Q1030钢在不同加热温度下的奥氏体晶粒长大现象.在一定温度范围内加热时,Q1030钢的部分奥氏体晶粒异常长大而出现混晶现象.分析了位于不同位置的析出相粒子对阻碍奥氏体晶粒长大的作用,用热力学方法计算不同加热温度下析出相粒子的大小和体积分数,并得出了析出相粒子钉扎阻力随加热温度的变化关系.结果表明,在一定温度范围内钉扎阻力迅速减小,导致部分晶粒异常长大,产生混晶现象.     

铌对高钢级管线钢中第二相析出与奥氏体晶粒长大行为的影响

基于双亚点阵模型,计算了两种不同铌含量的高钢级管线钢在不同温度下Nb、Ti和Al的析出量,测定了不同加热温度和保温时间下奥氏体晶粒尺寸,建立两种钢奥氏体晶粒长大模型.发现Nb含量增加提高了其全固溶温度,并且温降过程中Nb析出量显著增多,在晶界两边析出的细小碳氮化物对奥氏体晶粒长大有显著的阴碍作用.高铌钢加热温度为1250℃时奥氏体晶粒显著粗化,预测模型也不同于1050～1200℃的模型,但相同保温温度下晶粒尺寸明显小于低铌实验钢.通过数据拟合计算出高铌钢的长大激活能远远高于低铌钢,再次证明高Nb的管线钢在1200℃以下能够有效地细化奥氏体晶粒,预测模型与实验值吻合较好.     

加热工艺对Nb-Ti微合金化高强钢的影响

采用金相显微镜、透射电镜(TEM)以及电解分析等仪器和方法对不同加热工艺下,含Nb钢、含Ti钢以及Nb-Ti钢的奥氏体晶粒粒径长大规律和第二相固溶规律进行研究。研究结果表明:随着加热温度增加或保温时间延长,奥氏体晶粒粒径逐渐增大,钢中第二相析出物数量减少、粒径增大;在相同加热工艺下,Nb-Ti钢的奥氏体晶粒粒径比含Ti钢和含Nb钢的小;加热至1 200℃时含Nb钢中Nb基本全部固溶,而当加热温度升至1 300℃时,含Ti钢中仍有TiN无法固溶。Nb-Ti的复合添加使Nb元素的全固溶温度从1 200℃提高至1 250℃;当加热温度为1 150℃和1 200℃时,细小的第二相粒子Ti C和NbC的固溶是造成该温度区间奥氏体晶粒粒径显著增加的主要原因。     

析出粒子对钛微合金化高强钢奥氏体晶粒长大的影响

通过析出粒子与奥氏体晶粒尺寸的定量关系,建立奥氏体晶粒长大模型,计算TiN和TiC析出粒子共同作用下钛微合金化钢奥氏体晶粒尺寸. 根据析出相质点理论计算结果表明:随着加热温度的升高,析出粒子体积分数逐渐减少,粒子半径逐渐增大,TiC粒子强烈阻止奥氏体晶粒长大,TiN粒子对奥氏体晶粒长大钉扎效果一般. 采用实验测试手段测量不同加热温度下保温30 min后实验钢的奥氏体晶粒尺寸,与理论计算结果吻合较好.     

合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响

通过研究曲轴用非调质钢奥氏体晶粒长大行为和分析工业生产热轧材的显微组织,探讨合金元素Nb、Ti和S的组织细化作用.结果表明：添加质量分数0.027% Nb和0.012% Ti,同时S从0.029%提高到0.046%,加热时间30 min时,能够把奥氏体晶粒粗化温度提高100℃,并明显细化热轧材边部组织.弥散分布、钉扎在奥氏体晶界上的未溶第二相粒子MnS和( Nb,Ti)( C,N),能够有效抑制奥氏体晶粒的长大.在热加工过程中,合金元素的组织细化作用需要适当的变形制度予以匹配,才能得以体现.     

一种低焊接裂纹敏感性钢的奥氏体粗化温度研究

通过高温淬火试验观察试验钢奥氏体晶粒尺寸的变化情况.结合金相和TEM观察、显微硬度和第二相粒子的溶解度积公式分析了加热温度和保温时间对试验钢奥氏体晶粒粗化温度、第二相粒子的溶解情况以及显微硬度值的影响.结果表明:试验钢的奥氏体粗化温度在1200℃附近.当加热温度低于1200℃时,大量细小的第二相粒子阻碍奥氏体晶粒粗化;当加热温度高于1200℃时,细小的第二相粒子溶解,奥氏体晶粒出现异常长大.确定试验钢的合理加热温度为1150～1200℃,在此范围内可获得淬火组织的显微硬度值低于HV330.     

Nb对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响

通过光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、力学性能测试等手段分析了微量合金元素铌对低合金耐磨钢组织和性能的影响.加入质量分数为0.034％的Nb后,耐磨钢的硬度提高HB 9,-20℃夏比冲击功从29.4J提高到37.6J,耐磨性能提高3.5％.硬度和韧性提高的主要原因是组织的细化和析出强化,含Nb钢在奥氏体化过程中析出纳米级的细小NbC第二相,并且钉扎奥氏体晶界,抑制晶粒的长大,钉扎类型符合Zener模型,但不同于之前研究者所得的比例系数.     

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。     

50CrVA钢奥氏体晶粒粗化行为的研究

本文研究了50CrVA钢在不同加热温度和不同保温时间下的奥氏体晶粒长大规律。试验结果表明，50CrVA钢在950℃之前奥氏体化晶粒长大速率缓慢；超过950℃以后晶粒长大速率明显加快。利用Arrhehius公式求得了该钢的奥氏体晶粒临界粗化温度（Tc）约为950℃．最后，对此钢的热处理工艺提出了建议。     

电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能

设计了一种低合金含量的Q125级高强度石油套管用钢,研究了热处理工艺对实验钢组织和力学性能的影响．与870℃淬火＋500℃回火工艺相比,实验钢在850℃淬火＋500℃回火工艺下具有更好的强韧性配合．与870℃淬火相比,850℃淬火处理的奥氏体晶粒尺寸较小,使决定钢力学性能的晶区、板条束尺寸细化,因此其性能更优异．淬火温度对实验钢的析出行为影响不大．尺寸较大的TiN以及TiC和TiN复合析出物对奥氏体晶界起到钉扎作用,可以抑制奥氏体晶粒的长大;含有Mo的尺寸较小的TiC可以起到钉扎位错的作用,阻止位错移动,对强度的提高贡献很大．     

中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法

为控制中厚板中间坯长时间待温导致的晶粒长大,研究了中间强制水冷却对奥氏体组织的影响．通过对Q345B钢和含Nb-Ti钢采用1050℃变形后快冷至1050-950℃预定温度保温的热模拟方法,确定了中间坯冷却过程中的晶粒尺寸变化规律,提出了中厚板冷却过程中晶粒长大的控制方法,建立了Q345B钢和含Nb-Ti钢在中间冷却过程中的晶粒长大模型．在中间冷却过程中,Q345B钢晶粒稳定性较差,而含Nb-Ti钢晶粒稳定性良好,归因于以铌为主的析出相对奥氏体晶界的钉扎作用．中间坯的强制冷却可控制奥氏体晶粒长大,63mm厚中间坯强制冷却可有效减小平均晶粒尺寸约20μm．在实际生产中,经中间强制冷却后16mm厚度Q345B钢板的冲击韧性提高25％-70％．     

In situ observations of austenite grain growth in Fe-C-Mn-Si super bainitic steel

In situ observations of austenite grain growth in Fe-C-Mn-Si super bainitic steel were conducted on a high-temperature laser scanning confocal microscope during continuous heating and subsequent isothermal holding at 850, 1000, and 1100℃ for 30 min. A grain growth model was proposed based on experimental results. It is indicated that the austenite grain size increases with austenitizing temperature and holding time. When the austenitizing temperature is above 1100℃, the austenite grains grow rapidly, and abnormal austenite grains occur. In addition, the effect of heating rate on austenite grain growth was investigated, and the relation between austenite grains and bainite morphology after bainitic transformations was also discussed.     

热轧Nb微合金化TRIP钢高温区变形过程中Nb的析出行为

通过Gleeble热模拟实验研究了含0.038% Nb (质量分数)的热轧TRIP钢在高温奥氏体区的热加工工艺,借助光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析了组织演变和Nb的析出行为,并利用电感耦合等离子体发射光谱仪定量分析了Nb的固溶/析出程度.在1250℃奥氏体化5 min后添加Nb有70%固溶于奥氏体.在1000℃以上的奥氏体再结晶区变形过程中Nb的析出量仅占总固溶量的3%,不能有效抑制静态再结晶,奥氏体晶粒得到明显细化.在900℃的奥氏体未再结晶区变形前析出Nb量已达到总固溶量的9%,再结晶被抑制而获得拉长状奥氏体.奥氏体未再结晶区变形可促进铁素体转变并细化铁素体晶粒.再结晶奥氏体或形变奥氏体状态下冷却至650℃时分别有占总添加量的48%和40%的Nb仍以固溶态存在.     

冷轧低碳钢快速加热过程中的相变规律

以两种不同成分冷轧低碳钢为研究对象,利用Gleeble-3800热/力模拟实验机,研究了冷轧低碳钢在快速加热条件下,加热速度、化学成分对加热过程中相变规律的影响及连续加热过程中奥氏体晶粒尺寸的演变.研究结果表明,随着加热速度的增加(5~500℃/s),实验钢相变点的升高趋势先快后慢,100℃/s为转折点.在连续加热过程中存在奥氏体晶粒异常长大的温度转折点,为1 050℃;在850~950℃范围内,奥氏体平均晶粒尺寸均小于5μm;添加微合金元素有利于细化奥氏体晶粒.研究结果为利用快速加热、短时保温的方法获得冷轧超细晶钢提供了参考依据.     

双辊薄带连铸1.2%Si无取向电工钢组织和析出物

研究了双辊薄带连铸条件下,1.2%Si无取向电工钢初始组织和析出物形貌及分布规律.结果表明,在1 550℃浇注条件下,铸带经过空冷后以粗大的原始铸态铁素体组织为主,也有一部分相变产生的细小晶粒,晶粒尺寸范围为50~400μm.铸带中析出物为AlN和MnS,其中AlN析出分为高温析出和相变析出两种,高温析出AlN尺寸在0.5μm左右,相变析出AlN尺寸则在100 nm左右,二者对再结晶组织影响不大.MnS在铸带成型和成品退火过程中都有析出,尺寸范围为30~40nm.     

奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响

使用电子背散射衍射技术研究了低C高Mn高Nb成分设计下,非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体组织取向差特征和大角晶界分布的影响.结果表明,与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比,原奥氏体晶界附近具有更高的大角晶界密度,非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密度.此外,非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外,还导致奥氏体晶界上细小的非共格转变铁素体晶粒生成,且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差.     

调质低碳贝氏体钢的组织和性能

研究了C--Mn--Mo--Cu--Nb--Ti--B系低碳微合金钢915℃淬火和490～640℃回火的调质工艺对钢的组织及力学性能的影响.用扫描电镜和透射电镜对实验钢的组织、析出物形态和分布以及断口形貌进行观察,采用X射线衍射仪分析钢中残余奥氏体的体积分数.结果表明:调质后,实验钢获得贝氏体、少量马氏体及残余奥氏体复相组织,贝氏体板条宽度只有250 nm,残余奥氏体的体积分数随着回火温度的升高而降低,经淬火与520℃回火后残余奥氏体的体积分数为2.1%.调质后析出物的数量激增,6～15 nm的析出物占70%以上.实验钢经过915℃淬火与520℃回火后,其屈服强度达到915 MPa,抗拉强度990 MPa,-40℃冲击功为95 J.细小的析出物及窄的板条提高了钢的强度.板条间有残余奥氏体存在,改善了实验钢的韧性.     

Austenite grain growth behavior of Q1030 high strength welded steel

The austenite grain growth behavior of Q1030 steel was studied under different heating conditions. The austenite grain size increases with the heating temperature and holding time increasing. Austenite grains grow in an exponential manner with rising heating temperature and in a parabolic manner with prolonging holding time. A mathematical model for describing the austenite grain growth behavior of Q1030 steel was obtained on the basis of experimental results using regression analysis. When the heating temperatures lie between 1000 and 1100℃ at a certain holding time, abnormal grain growth appears, which causes mixed grains in Q1030 steel.