370 MPa级纵向变厚度耐候桥梁钢板性能及组织演变研究

为了开发桥梁用减量化、节约型绿色纵向变厚度(LP)钢板,通过合理的化学成分设计,结合鞍钢集团鲅鱼圈5 500 mm厚板生产线工艺路线,设计了合理的加热及轧制规程,成功试制出370 MPa级纵向变厚度桥梁钢板,其最大变厚度尺寸25 mm;通过拉伸、冲击、弯曲、OM、TEM等试验,检测了其组织性能。结果表明:纵向变厚度桥梁钢板具有优良的综合力学性能,随着轧制方向钢板厚度的增加,总变形量减小、终轧温度升高、冷却速率减小,钢板屈服强度有所降低,伸长率提高,抗拉强度较为稳定,-40 ℃冲击功有所波动。不同厚度处钢板金相组织分布有所不同,钢板薄端和中部为铁素体+少量珠光体及贝氏体组织,晶粒尺寸细小;而厚端位置贝氏体组织消失,晶粒较为粗大。钢板轧后空冷的析出相主要为(Nb,Ti)C,薄端析出相尺寸小、数量多,厚端析出相尺寸大、数量少。试制的LP钢板整板组织性能均匀性较好。     

热处理工艺对Mn-Mo-Nb-B低碳微合金钢组织和力学性能的影响

利用SEM、电子探针、纳米压痕及高温变形热模拟机,研究低碳合金钢在不同热处理工艺下组织及力学性能的变化规律。结果表明,冷却速度不同时,合金钢中贝氏体的显微组织不同。当冷却速率为0.50~1.00℃/s时,钢中组织为准多边形铁素体和粒状贝氏体;冷却速度为3.00~10.00℃/s时,组织变为针状铁素体和板条贝氏体。针状铁素体组织的相变温度为620~600℃之间;试验钢中准多边形铁素体硬度最低,板条贝氏体硬度最高,贝氏体组织的本征硬度与维氏硬度均随冷却速度的增加而增大,且基体本征硬度对合金钢维氏硬度的变化起主要作用。     

海洋平台用钢E40的连续冷却转变

采用热膨胀法测定了未变形和不同变形条件下海洋平台用钢E40的连续冷却转变曲线,对E40钢的显微组织与硬度进行观察。通过分析不同变形量及冷却速度对试验钢相变及组织的影响规律,研究了变形工艺参数对铁素体相变和贝氏体相变的影响。结果表明,随着冷却速度的增加,贝氏体量增多,铁素体量减少,铁素体的晶粒变细;随着变形量增加,铁素体与贝氏体晶粒均能得到细化。     

热模拟Q890高强钢焊接过程中组织转变的原位观察

采用高温激光共聚焦显微镜对6 mm厚Q890高强钢板进行了焊接热模拟试验。通过原位观察研究了不同焊接热输入条件下钢板显微组织的形核和核长大过程。结果表明:焊接后在t_8/5为300 s的条件下冷却的钢板奥氏体晶界析出块状铁素体,室温组织为先共析铁素体、粒状贝氏体和少量板条贝氏体;在t_8/5为60 s的条件下冷却的钢板,贝氏体转变从奥氏体晶界开始,室温组织主要为针状铁素体、板条贝氏体和粒状贝氏体;在t_8/5为30 s的条件下冷却的钢板,板条贝氏体呈缠结互锁状,室温组织主要为板条贝氏体和板条马氏体;在t_8/5为15 s的条件下冷却的钢板室温组织为板条马氏体及少量板条贝氏体。通过采用高温激光共聚焦显微镜进行焊接热模拟试验并结合组织转变的原位观察来判定高强钢钢焊接性能是可行的。     

未再结晶区变形对X80级管线钢相变及组织的影响

通过Gleeble模拟双道次压缩变形后的连续冷却转变过程,研究了未再结晶区变形对X80级管线钢相变及组织的影响。试样在未再结晶区以不同变形量变形并以一定冷速冷却,记录冷却过程中膨胀量变化曲线,对试样进行微观组织观察和显微硬度测试。结果表明:在试验条件下,X80管线钢双道次变形后显微组织主要由针状铁素体和低碳贝氏体等构成;变形提高了试验钢相变温度,当变形量从0%增加到40%时,相变开始温度提高35℃;变形促进了针状铁素体转变,抑制了粗大粒状贝氏体组织形成,明显细化了组织;采用双道次控轧,在一定冷速及压下量配合下可获得以针状铁素体为主的组织。     

500 MPa级高建钢形变奥氏体连续冷却转变行为研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机模拟了屈服强度500 MPa级高建钢热变形奥氏体的动态连续冷却转变过程,结合金相法绘制试验钢的CCT曲线,并对相变组织进行维氏硬度测试。试验结果表明,当冷速低于2.5℃/s时,形成多边形铁素体、针状铁素体和珠光体的混合组织;在5~30℃/s的冷速范围内,形成针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织;在冷速50℃/s时,开始出现少量板条贝氏体组织。随着冷速的增大,组织细化,连续冷却转变组织硬度增加。试验钢两阶段变形后的控冷工艺窗口为5~25℃/s。     

抗H_2S腐蚀X70管线钢的奥氏体连续冷却相变行为的研究

利用全自动相变仪研究耐腐蚀管线钢X70连续冷却过程中的相变规律。采用热膨胀法和金相法相结合测定未变形条件下耐腐蚀管线钢X70的奥氏体连续冷却转变曲线,并研究冷却速率对组织的影响规律。结果表明:不同冷却速率下实验钢的组织不同。随冷却速度增加,组织逐渐由多边形铁素体和少量珠光体过渡到针状铁素体和粒状贝氏体。冷却速度为10~25℃/s时能获得以针状铁素体为主的金相组织。     

Ti-Nb-Mo微合金钢回火过程中纳米碳化物的析出行为及组织演变

通过SEM和TEM等方法对Ti-Nb-Mo微合金钢在两种不同冷却工艺下回火处理后的析出相分布、形貌和粒度进行了观察和分析,结合拉伸实验结果和硬度测试结果研究了回火过程中纳米析出颗粒的变化对试验钢强度变化的影响。结果表明,热轧淬火后试验钢基体组织为板条贝氏体,经650℃回火处理后并未形成纳米析出相,因此导致试验钢强度明显下降;而热轧空冷后试验钢基体组织主要为铁素体,部分铁素体中形成了大量的相间析出颗粒并具有良好的热稳定性,经650℃回火0.5 h后屈服强度提升明显,回火过程中铁素体基体和位错上形成了大量的纳米碳化物颗粒,这类碳化物的析出量大,尺度分布均匀,颗粒尺寸细小,是试验钢获得高强度最主要的原因。     

特厚NV-F690船板的组织与性能

模拟高温大变形热轧和连续冷却工艺过程,测试了一种低碳CuNiCrMnMo钢的连续冷却相变(CCT)行为,研究了显微组织随变形和冷却工艺的变化规律。以工业生产的厚连铸板坯为原料,使用高温热轧直接淬火-回火(DQ-T)工艺,成功开发出厚度为100 mm的NV-F690级特厚钢板。结果表明,经连续冷却的高温变形奥氏体在较宽的冷却速率范围内(0.5～5℃/s)转变成粒状贝氏体(GB)+板条贝氏体(LB)。增加变形量、降低变形温度有利于试验钢显微组织的细化,而两阶段冷却工艺对试验钢的组织转变影响不大。经675℃×6 h回火,NV-F690钢板的室温屈服强度Rp0.2≥790 MPa,抗拉强度Rm>830 MPa,断后伸长率A≥20%,在-60℃下Charpy冲击吸收能量KV2>140 J。     

大线能量焊接船体钢的研究

大线能量焊接时由于高温停留时间长、相变冷却速度慢,焊接热影响区奥氏体晶粒急剧长大,得到侧板条铁素体为主的组织,韧性恶化。降低钢中的C含量及碳当量(Ceq)、细化焊接热影响区奥氏体晶粒尺寸以及改善焊接热影响区的组织是发展大线能量焊接用钢的主要技术措施。"氧化物冶金"技术利用钢中细小的氧化物,通过促进晶内针状铁素体形核明显改善焊接热影响区的组织,成为大线能量焊接用钢最有效的技术途径。实验结果表明:Ti-Mg复合处理明显细化钢中氧化物颗粒尺寸,促进了晶内针状铁素体形核,在100～200kJ/cm的大线能量焊接条件下粗晶热影响区得到针状铁素体为主的组织,-20℃冲击功达到350J。     

超快冷工艺对高强建筑钢组织和力学性能的影响

使用真空感应炉冶炼了试验钢,采用不同的控制轧制+超快冷工艺将试验钢轧成12 mm厚的钢板,对钢板金相组织进行了观察,对拉伸和冲击性能进行了检测。结果表明,试验钢组织均为贝氏体+铁素体+少量M-A岛;随着开冷温度升高,铁素体含量减少,抗拉强度和屈服强度明显提高,屈强比略有增加,伸长率降低,冲击功显著提高;随着终冷温度升高,组织中板条贝氏体转变为粒状贝氏体,M-A岛尺寸和含量增加,抗拉强度和屈服强度降低,屈强比显著降低,冲击功先提高后略有降低;随着冷却速率提高,铁素体含量减少,贝氏体板条细化,抗拉强度逐渐升高,屈服强度先升高后降低,屈强比小幅波动,伸长率先下降后保持不变,冲击功略有提高。     

海工用低合金高强钢厚板的组织与力学性能

采用TMCP后600℃回火的工艺生产了厚度为80 mm的420 MPa级高强度低合金宽厚板，利用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射、透射电镜、力学性能检测等手段，研究了其组织性能随厚度方向的变化规律。结果表明，TMCP钢板的晶粒尺寸分布在6～10μm,组织主要为粒状贝氏体及块状铁素体，且表面处以贝氏体为主，心部以铁素体及碳化物为主；钢板600℃回火后在铁素体晶界有较多渗碳体析出，Nb、Ti元素的碳化物存在复合析出的现象。力学性能测试结果表明，宽厚板表面处的屈服强度可达542 MPa,而心部处的屈服强度为384 MPa。样品断裂方式以微孔聚集性断裂为主，且微孔多在铁素体板条间及夹杂物处形成。各强化机制对屈服强度的贡献中，细晶强化、析出强化占主导地位。     

轧制工艺对460 MPa级低屈强比耐火耐候钢组织性能的影响

利用热模拟方法测定低屈强比耐火耐候钢不同速率冷却后的组织。对比轧后弛豫工艺与未弛豫工艺以及终冷温度对试验钢性能的影响,利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜分析不同工艺对钢轧后显微组织的影响。结果表明,随冷却速度的增加,钢板组织由多边形铁素体变为针状铁素体+粒状贝氏体复相组织;由于弛豫处理过程中过冷奥氏体部分转变为多边形铁素体,钢板屈服强度和屈强比均下降;随着终冷温度的降低,钢板的屈服强度和屈强比上升,与钢中针状铁素体的细化与M/A组元的弥散强化有关;轧后直接水冷,并控制终冷温度至500~560 ℃,可获得高强度与低屈强比的良好匹配。     

高强船板钢EH47的连续冷却相变

通过热模拟试验对高强船板钢EH47在连续冷却条件下的相变行为以及显微组织演变进行了研究。研究结果表明:冷却速度增加,可以加快高强船板钢EH47铁素体和贝氏体转变,抑制珠光体转变。随着冷却速度增加,铁素体含量减少,贝氏体含量增加,几乎不存在珠光体组织;同时随着冷却速度增加,显微组织变得越来越细小均匀,EH47钢硬度增加。通过对比研究高强船板钢EH47不同冷却速度下的硬度值可以发现,变形提高了加工硬化程度,在冷却速度相同的情况下,变形EH47钢的硬度较未变形EH47钢的硬度有所增加,但增加幅度不大。     

(Nb,Ti)C在轧后卷取中的析出及对铁素体相微观力学特征的影响

以复合添加Nb和Ti的微合金钢为研究对象,采用热模拟、显微硬度、透射电镜以及纳米压痕技术等方法对实验钢在连续冷却条件下和卷取过程中的冷却速率对组织演变及显微硬度的影响进行观察和分析,研究了(Nb,Ti)C在卷取中的析出规律及其对铁素体相微观力学性能的影响.结果表明,连续冷却和卷取过程中的冷却速率的增加都能促进Nb-Ti实验钢从铁素体+珠光体组织向贝氏体组织转变,细化铁素体晶粒.在连续冷却条件下,实验钢的显微硬度随着冷却速率的增加逐渐升高,而在卷取过程中由于较小冷却速率能够促进(Nb,Ti)C在铁素体中的形核和长大使得铁素体中存在大量均匀弥散分布的纳米析出物,提高了基体的强度,因此随着卷取过程中冷却速率的增加实验钢的显微硬度呈现降低的趋势.Nb-Ti实验钢中铁素体相的纳米硬度为4.13 GPa,Young's模量为249.3 GPa,普通C-Si-Mn钢铁素体相的纳米硬度为2.64 GPa,Young's模量为237.4 GPa,纳米析出物对铁素体相的纳米硬度的贡献达到1.49 GPa.     

控冷工艺对建筑用管线钢显微组织及力学性能的影响

通过改变控冷工艺条件,对低碳贝氏体X100钢的显微组织和力学性能进行了研究。结果表明:随着卷曲温度的降低和冷却速度的增加,粒状贝氏体组织转变为多边形铁素体或板条状贝氏体组织,使得钢板的屈服强度和抗拉强度逐渐增大,伸长率和冲击功不断减小。     

美标A588 GR.A钢焊接接头组织与性能研究

采用气体保护焊方法,对鞍钢集团生产的厚6 mm和厚12 mm的美标A588 GR. A钢的焊接接头组织和性能进行了研究。2种厚度的钢板经焊接后,接头拉伸、弯曲性能合格,低温冲击韧性良好,其中厚12 mm钢板焊接接头各个区域的冲击韧性更优。2种厚度焊板的焊缝组织均为先共析铁素体+针状铁素体,热影响区组织主要为板条贝氏体+粒状贝氏体的混合组织。板厚不同造成的焊后高温停留时间的不同导致了2种厚度钢板的热影响区组织粗化程度不同,这也是造成2种板厚焊接接头各区域冲击吸收功差异明显的主要原因。     

超高强度复相钢CP800的相变行为及热轧工艺研究

试验研究了超高强度复相钢CP800的相变动力学、热轧工艺和析出行为。结果表明,CP800钢的贝氏体区与铁素体区分离,贝氏体和铁素体区宽广,珠光体区较窄;在400~600℃之间发生贝氏体转变,贝氏体相变的临界转变速率约25℃/s。在不同终轧温度和卷取温度下,CP800钢的屈服强度均高于680 MPa,抗拉强度均高于760 MPa。随着卷取温度的提高,屈服、抗拉强度上升,断后伸长率提高,扩孔率降低。终轧温度由920℃降低至880℃时,强度变化不显著,但断后伸长率显著上升,扩孔率显著下降。随着热处理温度的升高,Ti C的析出导致试验钢的屈服强度和抗拉强度逐步提高,而当热处理温度提高至两相区后,冷却过程中的铁素体相变导致强度急剧降低。     

回火工艺对低碳贝氏体高强钢组织与性能的影响

采用两阶段控轧控冷工艺轧制低碳贝氏体高强钢,在不同温度下进行一定时间的回火处理,检测回火处理前后钢板的力学性能,并对比分析了显微组织.结果表明,析出强化在回火处理前后起主导作用;随着回火温度的提高,组织从粒状贝氏体向准多边形铁素体过渡;在600 ～750℃进行回火处理,试验钢中的析出相粒子均匀弥散析出,屈服强度上升了90～135 MPa,抗拉强度上升了15 ～ 55 MPa;准多边形铁素体组织在-20℃的冲击功不低于30 J.     

Q420qE钢形变奥氏体连续冷却转变研究

采用膨胀法在Gleeble-3500型热模拟试验机上测定了Q420qE桥梁钢以不同冷速连续冷却时的膨胀曲线,并结合显微组织观察和维氏硬度测量,绘制出了试验钢的形变奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)。研究表明,随着冷速的增加,试验钢的显微组织由铁素体+珠光体逐步转变为针状铁素体+粒状贝氏体;并初步确定试验钢两阶段变形后的控冷工艺窗口为5~10℃/s。在该冷速范围内,试验钢组织为由针状铁素体、粒状贝氏体和M-A岛构成的多相组织。