直接热装轧制的X60微合金钢连铸坯红送裂纹形成机制的研究

通过对热装、热送过程中连铸坯组织转变的热模拟研究,结合凝固过程中微合金元素第二相的析出行为和热应力变化,研究了X60微合金钢红送裂纹的形成机制。结果表明,X60微合金钢连铸坯不同的热装、热送方式会导致显著不同的铸坯组织和析出物形态,从而显著影响在再加热过程中铸坯红送裂纹的产生。X60微合金钢红送裂纹是在组织转变、微合金元素第二相析出和热应力三者的共同作用下形成的。组织转变过程中沿奥氏体晶界析出的先共析铁素体膜,在降低铸坯高温塑性的同时,也促进了第二相沿奥氏体晶界的析出。再加热过程中,先共析铁素体膜的减薄与第二相在晶界的偏聚和固溶间隙,导致了铸坯高温塑性的降低,从而显著增加了形成红送裂纹的可能性。连铸坯再加热至850℃的过程中产生的峰值应力是形成红送裂纹的主要原因。     

微合金钢铸坯角部横裂纹控制技术的应用

微合金钢在凝固过程裂纹敏感性高,连铸坯角部极易产生横裂纹,严重影响铸坯热送和轧制卷板的表面质量。研究了角部裂纹在凝固过程中的产生机制:碳氮化物沿晶界析出,脆化晶界;沿粗大奥氏体晶粒晶界形成铁素体膜,降低晶界强度,铸坯弯曲矫直区过程产生角横裂纹。设计了新型内凸曲面窄侧结晶器和铸坯宽、窄侧足辊区强控冷装置,解决了铸坯角部晶粒初凝细化及后续粗化生长的难题,进一步细化了铸坯角部组织晶粒度,明显提高了铸坯角部组织的塑性,从而降低连铸坯角部裂纹敏感性,控制了微合金钢连铸坯角部裂纹产生。     

连铸起步段液芯压下薄板坯的热-力行为分析

基于ALE算法和三维热弹黏塑性本构方程并考虑湍流的影响,模拟了连铸起步段低碳钢带液芯压下薄板坯的凝固行为、应力应变分布及变形情况。研究表明,薄板坯连铸液芯压下过程中对板坯的压缩作用主要由板坯中未凝固的部分(液芯部分)来承担,板坯凝固坯壳部分在板坯厚度方向的尺寸变化不大。连铸液芯压下过程中板坯不同位置处的应力不同,板坯在经过液芯压下辊前后,应力发生了较大的变化。在板坯近角部区域应力最大,窄面区域所承受的应力比宽面区域大。连铸液芯压下过程中板坯的等效应变与液芯压下量有关,液芯压下量越大,等效应变值越大,而且应变最大值出现在窄面,且随着时间而发生变化,在起步段的某一时刻（13.5s）应变达到最大值,此时更易接近板坯的临界等效应变,从而诱发裂纹等缺陷。研究证实了对带液芯压下薄板坯连铸起步段开展瞬态数值分析的必要性。     

铌对低碳微合金钢奥氏体变形及静态再结晶的影响

用Gleeble-3500热模拟试验机研究了两种不同铌含量低碳微合金钢热形变奥氏体的静态再结晶。不同参数的平面应变双道次压缩试验结果表明,铌通过在钢中固溶或析出第二相粒子可以有效地抑制奥氏体变形及静态再结晶。而且道次间隔时间越长,铌对形变奥氏体静态再结晶抑制作用越明显。     

Nb和Nb-Ti系微合金耐候钢的连续冷却转变与形变热模拟

在Gleeble-3500热模拟试验机上对Nb和Nb-Ti微合金耐候钢进行连续冷却转变与形变热模拟试验,观察比较两类钢显微组织、析出相与力学性能;利用TEM观察第二相粒子析出物状态。结果表明:随着冷却速度的提高,组织将由珠光体向贝氏体到马氏体转变。当冷却速度达到5℃/s时Nb微合金钢就发生马氏体转变;而Nb-Ti微合金钢在10℃/s才获得马氏体组织,即马氏体转变延迟。形变热模拟试验中,Nb-Ti微合金钢获得的铁素体更加细小,提高了材料的低温韧性;在TEM观察下,Nb C和(Nb、Ti) C粒子在晶内与晶界上是随机分布的,其中Nb C粒子尺寸大约20 nm,体积分数约为0. 6%,(Nb、Ti) C粒子尺寸大约75 nm,体积分数约为1. 33%; Nb-Ti微合金钢的硬度比Nb微合金钢的硬度值更高,说明粒子体积分数比粒子尺寸对硬度的贡献更大。     

Nb-Ti连铸坯热芯大压下轧制动态再结晶行为研究

采用热模拟单道次压缩实验，研究了Nb-Ti连铸坯热芯大压下轧制中动态再结晶行为及奥氏体晶粒转变规律。结果表明，变形温度越高，应变速率越低，发生动态再结晶的临界应变值越小，动态再结晶越充分。在变形温度1 350 ℃，继续增加应变至0.8和增加应变速率至10 s^-1，奥氏体晶粒尺寸并未得到进一步细化，反而较应变0.5和应变速率5 s^-1下的奥氏体晶粒更加粗大。这是因为高温粘塑性区的金属晶间粘性流动增加，位错增殖速度增大，在动态再结晶过程中会重新形成新的无畸变再结晶晶粒，这些新的无畸变晶粒的亚动态再结晶动力学极快，在较大驱动力下使奥氏体晶界快速迁移，从而使奥氏体发生一定程度的粗化。     

Nb-Ti连铸坯热芯大压下轧制动态再结晶行为研究

采用热模拟单道次压缩实验，研究了Nb-Ti连铸坯热芯大压下轧制中动态再结晶行为及奥氏体晶粒转变规律。结果表明，变形温度越高，应变速率越低，发生动态再结晶的临界应变值越小，动态再结晶越充分。在变形温度1 350 ℃，继续增加应变至0.8和增加应变速率至10 s^-1，奥氏体晶粒尺寸并未得到进一步细化，反而较应变0.5和应变速率5 s^-1下的奥氏体晶粒更加粗大。这是因为高温粘塑性区的金属晶间粘性流动增加，位错增殖速度增大，在动态再结晶过程中会重新形成新的无畸变再结晶晶粒，这些新的无畸变晶粒的亚动态再结晶动力学极快，在较大驱动力下使奥氏体晶界快速迁移，从而使奥氏体发生一定程度的粗化。     

装炉工艺对微合金钢连铸坯组织与析出物的影响

连铸坯热装有能耗低、生产效率高等优势,但微合金钢连铸坯热装后轧材表面常常出现裂纹。通过试验模拟了工业生产中微合金钢连铸坯的冷装和热装工艺,并用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜对比观测了两种工艺的显微组织与析出物,分析了热装裂纹形成的原因。结果表明:与冷装相比,热装过程中(Ti,Nb)(C,N)析出物更容易在奥氏体晶界偏聚,这一方面能抑制再加热过程中奥氏体晶粒快速长大,但另一方面却容易引起应力集中,形成微裂纹。     

低合金中厚板破边缺陷分析及预防

对热轧低合金中厚板窄边内外弧出现的破边缺陷的影响因素进行了分析。结果表明:破边缺陷是由于连铸坯角部微裂纹所导致的,铸坯出结晶器后垂直段窄边部表层显微组织对角部微裂纹的产生有重要影响。通过合理控制连铸结晶器出口窄边冷却制度,细化奥氏体晶粒、减少奥氏体晶界处先共析铁素体膜的厚度以及第二相粒子在奥氏体晶界处的偏析,能够消除铸坯角部微裂纹缺陷。随着铸坯角部微裂纹的消除,低合金轧板窄边的破边缺陷将减少。     

连铸坯液芯压下工艺

液芯端部微压下工艺能够减轻铸坯中心偏析，微压下量由消除偏析和防止裂纹产生两个因素决定。中厚板坯高速连铸机采用液芯压下工艺可实现薄板坯连铸，为了防止内部裂纹产生，在凝固初期进行压下是有效的。     

高强钢热轧变形及应力弛豫对Ti-Nb碳氮化物析出的影响

利用Gleeble1500热模拟试验机进行了高强工程机械钢HG70(0.08%C-0.13%Ti-0.005%Nb)铸坯试样的压缩变形,研究了变形后试样不同温度等温弛豫过程中Ti-Nb碳氮化合物的析出行为。结果表明:高温大变形和等温弛豫过程会导致碳化物粒子弥散地析出在铁素体基体上,在热轧过程中应变诱导析出主要在离散位错胞和晶界上形核,变形弛豫后的析出粒子80%都在185 nm以下。弛豫时间延长,析出粒子长大。     

Nb对Ti-Mo微合金钢连续冷却相变规律及组织性能的影响EI北大核心CSCD

利用热模拟试验机、SEM、HRTEM及EDS研究了Ti-Mo和Ti-Mo-Nb低碳微合金钢的连续冷却转变规律,探讨了Nb对Ti-Mo微合金钢组织及性能的影响。结果表明:Nb元素能够提高钢的Ac1和Ac3温度,降低冷却过程中奥氏体的分解温度,缩小铁素体-珠光体相区,使贝氏体相区向左下方移动。此外,Nb的添加能够细化Ti-Mo-Nb微合金钢中的组织,提高硬度。利用HRTEM对冷速为50℃/s的样品进行分析,发现:Ti-Mo和Ti-Mo-Nb微合金钢中均存在少量应变诱导析出的碳化物,分别为(Ti,Mo)C和(Ti,Nb,Mo)C粒子,呈随机分布。2种析出物均为Na Cl型结构,其晶格常数分别为0.432和0.436 nm,平均粒径分别为12.11和8.69 nm。TiMo-Nb微合金钢中析出相体积分数更多,尺寸更小,是其组织细化、硬度提高的主要原因。     

Nb对Ti-Mo微合金钢连续冷却相变规律及组织性能的影响

利用热模拟试验机、SEM、HRTEM及EDS研究了Ti-Mo和Ti-Mo-Nb低碳微合金钢的连续冷却转变规律,探讨了Nb对Ti-Mo微合金钢组织及性能的影响。结果表明:Nb元素能够提高钢的Ac1和Ac3温度,降低冷却过程中奥氏体的分解温度,缩小铁素体-珠光体相区,使贝氏体相区向左下方移动。此外,Nb的添加能够细化Ti-Mo-Nb微合金钢中的组织,提高硬度。利用HRTEM对冷速为50℃/s的样品进行分析,发现:Ti-Mo和Ti-Mo-Nb微合金钢中均存在少量应变诱导析出的碳化物,分别为(Ti,Mo)C和(Ti,Nb,Mo)C粒子,呈随机分布。2种析出物均为Na Cl型结构,其晶格常数分别为0.432和0.436 nm,平均粒径分别为12.11和8.69 nm。TiMo-Nb微合金钢中析出相体积分数更多,尺寸更小,是其组织细化、硬度提高的主要原因。     

20管坯钢高温压缩时的裂纹形成机理

利用高温热模拟试验证实,管20钢在850～900℃进行压缩变形时,易产生表面裂纹,这是由于第二相粒子AIN沿晶界析出及表面脱碳层内铁素体沿晶界析出引起的.     

Zr对Ti-Mo复合微合金化钢形变奥氏体静态再结晶动力学和析出相的影响

通过在Gleeble-3500热模拟试验机上进行双道次压缩模拟试验,研究了Ti-Mo复合微合金化钢和Ti-Zr-Mo复合微合金化钢在875、925、975和1025 ℃四个温度下形变奥氏体的静态再结晶过程。分析了两种试验钢在双道次压缩模拟时的真应力-真应变曲线,建立了两种试验钢的静态再结晶动力学模型,计算了两种试验钢奥氏体静态再结晶激活能,采用高分辨透射电镜观察了不同温度双道次压缩后两种试验钢中形变诱导析出相和大颗粒未溶相的形貌和种类,并对试验钢的形变储能密度进行了简单比较。结果表明,Zr的添加可以提高Ti-Mo复合微合金化钢在变形过程中的变形抗力,使试样在热变形过程中积累的形变储能增多,同时降低形变奥氏体的静态再结晶激活能,使奥氏体的再结晶更容易发生。Zr可以替代Ti与O、S等形成大颗粒未溶相,使试验钢静态再结晶过程中析出更多细小弥散的形变诱导析出相,使试验钢中形变奥氏体的静态再结晶过程出现延迟。     

������װTi΢�Ͻ��������������������Ƴ������

实验室模拟了不同热送热装温度的Ti微合金化连铸坯热送热装和加热过程,并采用光学显微分析、扫描电镜分析和透射电镜分析等方法,观察了生产条件下连铸坯和粗轧中间坯试样的显微组织,以及实验室条件下不同热履历铸坯试样的显微组织,分析了热送热装连铸坯在粗轧过程中表面裂纹的生成原因。结果表明,经热送热装的连铸坯表面金属中奥氏体晶界处的先共析铁素体膜及沿奥氏体晶界的碳氮析出物可能是导致粗轧过程表面裂纹形成的主要原因。     

单道次大压下对连铸大圆坯内部缺陷影响有限元仿真

针对如何采用单道次大压下轧制工艺解决连铸大圆坯内部缺陷问题,使用ANSYS/LS-DYNA通用有限元分析软件进行仿真模拟,分析了单道次大压下轧制连铸大圆坯,得到等效应变应力和相对密度变化分布情况.采用不同压下工艺分别模拟,比较得出:采用单道次大压下,可明显提高产品内部质量;单道次大压下尽量靠前,可减少产品头尾不规则形状长度,提高成材率.     

V-N微合金钢的析出行为预测分析

基于JMatPro热力学模拟软件对V-N及V-N-Cr微合金钢中平衡相析出行为进行研究,并与轧制过程获得的V-N-Cr微合金钢的析出行为进行了对比。结果表明:V-N钢与V-N-Cr微合金钢具有多种相同的析出第二相,包括MN、Al N、MnS、M(C,N)、M23C6、M6C析出相,M(C,N)和MN的析出强化作用较明显。Cr元素的添加能促进V(C,N)析出,阻碍VN析出。V-N-Cr微合金钢的TEM组织中多边形铁素体基体含有大量的高密度位错,V(C,N)析出相细小,弥散分布,包含两种尺寸类型,尺寸在10～20 nm的V(C,N)析出相,主要在第一阶段轧制及等温阶段形成。尺寸在3～5nm的析出相,在精轧阶段后期缓慢冷却过程中形成。这与JMatPro软件所计算预测出的M(C,N)高温析出阶段和低温析出阶段的结果基本相同。     

N-Ti微合金化高强钢中的含Ti析出物

利用Gleebe1500热模拟试验机,对氮钛微合金化高强钢在薄板坯连铸连轧工艺下进行了热模拟试验,对模拟各工序下的Ti(C,N)析出物形貌进行观察和分析,并通过热力学、动力学分析了其析出的原因和条件,研究了Ti(C,N)析出物在热轧工艺中变化的全过程。研究表明:连铸过程中主要有直径200 nm的液析TiN;铸坯均热后有直径为50~100 nm的固析TiN,在原始奥氏体晶界和枝晶偏析带析出直径为100~200 nm的TiC;连轧后主要有形变诱导析出分布均匀、直径为10~30 nm的TiC;卷取后在铁素体中析出直径为6~15 nm弥散分布的TiC。     

轧制工艺对铁素体基Ti-Mo微合金钢纳米尺度碳氮化物析出行为的影响

采用SEM,TEM和物理化学相分析等方法对铁素体基Ti-Mo微合金钢在2种不同轧制工艺下的析出相分布和粒度进行了观察和统计,结合热力学和动力学计算研究了γ相区变形过程中形变储能对诱导析出的影响,分析了γ相区形变诱导析出量对后续γ→α相变以及相变后α相基体中继续析出时析出相的临界晶核尺寸、相对形核率和相对沉淀开始时间的影响.结果表明,在总变形量相同的情况下,与γ相再结晶区和未再结晶区两阶段轧制相比较,采用γ相再结晶区单阶段轧制更有利于获得析出量大、尺度分布均匀的个位纳米级碳氮化物,这类碳氮化物占析出物总量的75%(质量分数).