用Q390C连铸坯轧制Q460qE的工艺研究

用Nb+V+Ti微合金化的Q390C连铸坯,通过TMCP工艺,成功升级到Q460qE,钢板力学性能达到Q460qE标准要求.两次工业试验的主要工艺为:粗轧温度范围1000~1100℃;精轧开轧温度(890±10)℃,终轧温度(820±10)℃;开冷温度(780±10)℃,终冷温度(630±10)℃,水冷冷速12℃/s;精轧段总压下量不小于60%.由于奥氏体未再结晶区累积大压下量轧制有利于形成高密度的奥氏体晶界,从而增加铁素体形核速率,细化晶粒.此工艺得到的组织表面层为细小多边形铁素体加贝氏体,中间层为铁素体加珠光体.检测表明此组织的钢板具有良好的拉伸与冲击性能.     

终轧温度对X80抗大变形管线钢组织性能的影响

为了研究终轧温度对抗大变形管线钢组织与力学性能的影响,终轧温度确定为830、800和775℃.采用金相显微镜及图像处理软件测试了铁素体与M/A岛的晶粒尺寸及所占比例;采用电子背散射衍射测定了组织的有效晶粒尺寸和大角度晶界所占的比例;利用透射电镜观察了抗大变形管线钢中M/A岛的基本形态;通过准静态拉伸试验,测定了三种试轧钢的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率.结果表明:终轧温度为800℃时,试轧钢的综合力学性能最优,满足了X80抗大变形管线钢的性能要求.     

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.     

钛微合金化热轧双相钢的工艺研究

通过模拟实验研究了钛微合金化热轧双相钢的连续冷却转变曲线及终轧温度对组织的影响规律,获得了可行的工艺窗口,并进行了验证性热轧实验.在冷却速率小于5℃·s-1及温度在625~725℃时,实验钢可以形成先共析铁素体.随着终轧温度升高,组织中铁素体及马氏体含量先升高后降低,但幅度不大.同时,当终轧温度较高时,铁素体显微硬度增加,析出强化作用增加.当终轧温度及缓冷温度分别为840℃及700℃时,获得了抗拉强度为672 MPa及屈强比为0.61的性能良好的热轧双相钢.经计算,铁素体组织中析出强化量为78.5 MPa.     

工艺条件对X65管线钢的组织与性能的影响

通过拉伸和金相实验分析研究了控轧控冷工艺对酒钢X65管线钢的力学性能和显微组织的影响.结果表明:在一定范围内控制开轧和终轧温度,变形过程中提高强制冷却速度,降低终冷温度,可以明显提高X65钢的力学性能,得到较多均匀的针状铁素体组织.     

工艺条件对X65管线钢的组织与性能的影响

通过拉伸和金相实验分析研究了控轧控冷工艺对酒钢X65管线钢的力学性能和显微组织的影响．结果表明：在一定范围内控制开轧和终轧温度，变形过程中提高强制冷却速度，降低终冷温度，可以明显提高X65钢的力学性能．得到较多均匀的针状铁素体组织．     

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。     

超快冷下X70管线钢热轧工艺及显微组织

研究了14.2 mm X70管线钢轧后经超快冷+层流冷却、层流冷却两种冷却制度后的显微组织及力学性能,讨论了超快冷+层流冷却下实验钢强韧化机制.结果表明:两种冷却制度下实验钢力学性能均满足API SPEC 5L X70要求,超快冷+层流冷却下实验钢强度、塑性及韧性较高,综合力学性能良好;不同冷却制度下显微组织均为贝氏体铁素体+针状铁素体+M-A岛混合组织,其中超快冷+层流冷却下针状铁素体、M-A岛组织更加细化;超快冷+层流冷却下实验钢主要强韧化机制为细晶强化与纳米析出强化;实验钢理想轧后冷却工艺为:820~840℃终轧+超快冷至450~500℃+层流冷却至350~400℃+卷取.     

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.     

含钒0.2C-0.5Si-0.08P-Mn TRIP钢连续冷却过程中的相变行为

通过热模拟实验研究了含钒0.19%的0.2C-0.5Si-0.08P-Mn TRIP钢连续冷却过程中的相变行为.实验结果表明:奥氏体未再结晶区进行50%的大变形,使随后连续冷却过程中的铁素体开始相变温度Ar3提高42～58℃;相同冷却速度下,尤其是当冷速小于20℃/s时,变形促进铁素体的形成,而使贝氏体形核率降低;钒的氮化物和碳化物在铁素体晶粒和晶界处弥散析出,无论变形或未变形条件下,冷速0.5℃/s时,析出粒子尺寸在2～5nm范围内,只有极少量尺寸约为～20nm的较大析出粒子.     

V-N微合金化X80抗大变形管线钢的组织与力学性能

通过热模拟试验机研究了V-N微合金钢过冷奥氏体动态连续冷却相变行为,设计了V-N微合金化X80抗大变形管线钢的轧制与冷却工艺参数并分析了组织和力学性能的关系.结果表明,动态CCT曲线出现高温转变区和中温转变区分离的现象,转变温度范围分别是637~728℃和441~601℃,当冷速为10~20℃/s时,形成针状铁素体为主的组织.V-N微合金化管线钢组织以多边形铁素体和针状铁素体为主,屈服强度、抗拉强度、均匀延伸率和-20℃夏比冲击功分别为603MPa,724MPa,11.1%和214J,满足API Spec 5L对X80管线钢的力学性能要求,同时具有好的强塑性匹配.     

微合金钢中氧化物夹杂对焊接热影响区组织、性能的影响

研究了一种微合金钢中夹杂物与模拟焊接热影响区微观组织以及低温冲击韧性的关系.结果发现:实验钢夹杂物以类球状Ti2O3-Al2O3-MnS型复合夹杂为主,分布较为均匀且尺寸小于3μm;在相变冷却时间较短(T8/5=40s)时,试样微观组织以针状铁素体和沿晶铁素体为主,板条贝氏体束较少,原奥氏体晶粒尺寸在50μm左右,低温冲击性能优良;随着相变冷却时间的延长(T8/5=60,80s),原奥氏体晶粒尺寸也随之增大,相变温度的提高和相变区域的变宽使得位于原奥氏体晶界附近的夹杂物对晶界处多边形铁素体的诱导促进作用更加明显,沿晶铁素体长大剧烈,一定程度上消耗了晶内针状铁素体对组织的分割细化作用,使得低温冲击韧性有所降低.     

400 MPa级超级钢的脆性转变温度

以微Nb处理控轧控冷工艺生产的400MPa级超级钢为研究对象,采用"系列冲击实验法"测定系列冲击功,绘制出脆性转变温度曲线·按综合能量法及断口形貌,确定出脆性转变温度为-80℃,并与相同化学成分、普通方法生产的钢板的脆性转变温度加以比较,对这一温度降低的原因进行了分析·分析结果认为,脆性转变温度降低、低温韧性的改善是化学成分、微观组织、轧制工艺综合作用的结果·钢中S、P、Si含量低有利于脆性转变温度的降低、微量Nb的存在有利于脆性转变温度的降低;晶粒细化,亚晶强化是试验钢脆性转变温度降低的组织原因;控轧控冷工艺的采用是降低脆性转变温度的工艺因素·     

X80管线钢的组织与性能研究

利用光学显微镜、扫描电镜、透射电子显微镜等对X80级别管线钢的组织与性能进行了研究.实验结果表明,通过控轧控冷工艺轧制的16 mm厚的X80管线钢的屈服强度达到670 MPa以上时,其屈强比低于0.85,韧脆转变温度低于-60℃,达到了很好的强韧性匹配.细化的针状铁素体有效地改善了实验钢的强度及韧性.X80管线钢中存在两种典型的析出物,一种以Nb,Ti(CN)为主,尺寸较大(50~200 nm);另一种以NbC为主,尺寸细小(小于30 nm).这些纳米级析出物对钢的组织细化和强化起到了重要作用.     

控制冷却对C-Mn钢力学性能的影响

采用MMS-300热力模拟实验机研究了某C-Mn钢铁素体动态相变前冷却速度对相变前奥氏体晶粒尺寸、室温铁素体晶粒尺寸的影响规律,同时在实验轧机上对实验钢的传统工艺、低温控轧工艺、非低温控轧工艺+前段快冷工艺进行了试轧.结果表明:①随着相变前冷却速度的增加,奥氏体晶粒尺寸呈逐渐减小趋势;②随着相变前冷却速度的增加,室温铁素体晶粒尺寸呈细化趋势;③非低温控轧工艺+前段快冷工艺取得了与低温控轧工艺相当的力学性能,且具有相对较低的屈强比.     

HB450低合金超高强耐磨钢组织与性能

在实验室条件下,设计了一种新型Ti-Cr-B系列HB450高韧性低合金超高强耐磨钢.研究了该类钢的基本特征、显微组织、析出物形态以及冷却速度对其组织和性能的影响.研究结果表明,试验钢具有良好的淬透性,在冷速大于20℃/s时即可获得大量的马氏体组织;试验钢在控制轧制后以950℃淬火,250～300℃回火时可获得细小均匀的回火马氏体+残余奥氏体组织,其布氏硬度达到450左右,具有良好的强韧性配合,满足HB450低合金耐磨钢性能要求;透射电镜分析表明,在250℃回火时,大量ε-FexC在马氏体板条内析出,该类碳化物对试验钢的强化起着极其重要的作用.     

热轧工艺中加热温度对IF钢组织性能的影响

选取Ti-Nb-IF钢热轧工艺中的加热温度为影响因素,采用显微观察、TEM二相粒子分析、织构分析等实验分析手段,研究了1 140℃和1 214℃两种热轧加热温度制备的Ti-Nb-IF钢样品在随后的冷轧、退火和平整过程中显微组织演变和织构演变特征的影响及最终产品的力学性能.结果表明,低温加热有利于IF钢屈强比的降低及深冲性能的提高,加热温度为1 140℃比1 214℃,其屈服强度可降低30 MPa,塑性应变比可提高0.16.其主要原因为低温加热工艺保障IF钢热轧后产生粗大的二相粒子和细小铁素体晶粒,在随后的冷轧和退火处理过程中产生分布均匀和强的γ再结晶织构.