X100管线钢中Nb和Ti碳氮化物复合析出行为

通过观察萃取复型试样和薄膜试样,分析X100管线钢中析出相;结合析出相析出动力学模型,讨论在先析出TiN相界面形核和位错线形核动力学特征。结果表明:X100管线钢析出相多呈复合析出,先析出的TiN相周边附着许多富Nb的细小析出相,更加细小的椭圆形析出相富含Nb,方形析出相富含Ti。Nb(C,N)析出动力学计算结果表明:Nb(C,N)在TiN相界面形核较位错线形核具有较大的临界形核半径、更高的最大相对形核率温度和析出鼻点温度,形变储能对鼻点温度的影响近似线性关系。     

变形条件和冷却速率对低碳含Nb钢的相变及纳米析出的影响

利用Gleeble 3800热模拟试验机,研究了奥氏体再结晶和未再结晶组织对低碳含Nb钢连续冷却转变行为的影响,并对不同变形温度及冷却速率下Nb(C, N)的纳米析出行为进行了研究。结果表明,未再结晶区奥氏体的变形能够为多边形铁素体提供更多的相变形核点,扩大铁素体相变区,并且能够细化铁素体晶粒;相比于再结晶区1050℃单道次变形,未再结晶区的第二道次变形能够促进Nb(C, N)的析出,其中910℃变形时Nb(C, N)的析出量最多,850℃次之;冷却速率的增大能够抑制Nb(C, N)在奥氏体中的析出,但能够促进其在铁素体中析出;对于本试验钢,10℃/s的冷却速率即可抑制Nb(C, N)的析出;Nb(C, N)的析出粒子平均粒径随着冷却速率的增加而减小。     

热连轧过程复合微合金碳氮化物析出的定量计算

以微合金元素的析出热力学和析出动力学为基础,针对Fe-Nb-V-Ti-Al-C-N合金系,定量计算了热连轧过程中(Nb,V,Ti)(C,N)和AlN在奥氏体中的析出行为,并进一步分析了热轧制温度对析出行为的影响。计算结果表明,对所研究的钢种成分和工艺条件,在加热过程中(Nb,V,Ti)(C,N)就已经析出,在粗轧阶段,(Nb,V,Ti)(C,N)析出粒子平均半径逐渐减小,在精轧阶段,(Nb,V,Ti)(C,N)基本达到平衡析出量,终轧后析出粒子平均半径保持在23 nm左右。轧制时的热变形增大了形核率,促进了析出,使析出粒子的平均半径减小。随加热和轧制温度的降低,(Nb,V,Ti)(C,N)的析出量有所增加,粒子平均半径减小。     

600 MPa级Nb-Ti微合金化高成形性元宝梁用钢的强化机制

采用OM、SEM和TEM等方法,对600 MPa级Nb-Ti微合金化高成形性元宝梁用钢的组织与力学性能进行了测试表征,并分析了强化机制。结果表明,终轧温度对实验用钢的组织与力学性能有显著影响,随着终轧温度的降低,钢中铁素体晶粒尺寸逐渐减小,位错密度逐渐增加,析出物尺寸逐渐减小、数量逐渐增多、Nb/Ti原子比逐渐增大,屈服强度与抗拉强度均呈现出单调上升的规律,而延伸率存在一个最佳温度,终轧温度为840℃时具有最优的力学性能,其屈服强度与抗拉强分别达到了541与615 MPa,延伸率为31.0%,-60℃冲击功为117 J。(Nb,Ti)C在奥氏体中析出的Nr T与PTT曲线表明,在实验温度范围内,均匀形核与位错线形核的形核率随温度的降低而提高,形核孕育时间随温度的降低而缩短,这与观察到的析出物尺寸随着终轧温度的降低而减小、析出物的数量随着终轧温度的降低而增多的规律相符。细晶强化与位错强化是实验用钢主要强化方式,细晶强化占总屈服强度的46%~48%,位错强化占总屈服强度的18%~25%,析出强化对屈服强度的贡献较小,约2%左右。     

微合金化S355钢的第二相析出行为

采用Thermo-Calc软件,分析了S355钢连铸坯在200~1600℃温度范围内第二相粒子的析出行为,并利用扫描电镜(SEM)与透射电镜(TEM)观察确认了S355钢铸坯中析出物的形貌、类型与析出位置。结果表明:S355钢中含Ti、含Nb以及含V的第二相析出温度依次降低,且氮化物析出温度普遍高于碳化物;S355钢在高温阶段易形成典型的Nb Ti复合析出相,在低温阶段易在晶界与位错附近形成纳米级Nb C;S355钢析出相的开始析出温度分别为:1388℃(Ti N)、1100℃(Nb N/Nb C)、1080℃(Ti C)、936℃(Al N)和900℃(VNC).     

含Nb管线钢针状铁素体相变动力学研究

采用Gleeble 3500热模拟试验机,研究含Nb管线钢连续冷却过程中的针状铁素体转变行为。将试样加热到1 050℃奥氏体化,冷却至850℃并分别保温0,300,600,1 200 s后冷却到室温。根据热膨胀曲线,采用杠杆定律绘制了相转变量-温度曲线,建立含Nb针状铁素体相变Jeziorny动力学方程。结果表明:随保温时间的增加,由于Nb(C,N)的析出,Nb(C,N)颗粒为针状铁素体提供更多形核位置,提高相变温度,促进针状铁素体转变,抑制贝氏体转变,最终由贝氏体、针状铁素体的混合组织转变为针状铁素体组织;相变开始时间减少,同时相变完成时间缩短,针状铁素体体积分数增加。     

微合金元素Nb,Mo在应变诱导析出过程中的相互作用

运用热模拟技术和透射电子显微镜,研究了C-Mo、C-Ti-Mo和C-Nb-Mo三种简单成分钢奥氏体变形后松弛过程中微合金元素Nb、Mo在析出物中的相瓦作用.结果表明:在850℃变形后松弛1000 s.三种钢均保持了奥氏体状态,但C-Ti-Mo和C-Nb-Mo钢有析出发生,能谱分析显示析出颗粒分别是Ti(C,N)和含Mo的Nb(C,N).微合金元素Mo与Nb有较强的相互作用,在Nb(C,N)析出后,Mo可能溶入Nb(C,N)的析出颗粒之中.     

低碳钢中微合金元素Nb,Mo在析出过程中的相互作用

运用热模拟技术和TEM分析法,研究了C-Ti-Mo和C-Nb-Mo两种简单成分钢奥氏体变形后弛豫过程中微合金元素Nb,Mo在析出物中的相互作用.结果表明:在850℃变形后弛豫1000s,C-Ti-Mo和C-Nb-Mo钢均保持了奥氏体状态且两种简单成分钢中均有析出发生,能谱分析显示析出颗粒分别是Ti(C,N)和含Mo的Nb(C,N).微合金元素Mo与Nb有较强的相互作用,在Nb(C,N)析出后,Mo可能溶入Nb(C,N)的析出颗粒之中.     

含Nb细晶高强IF钢的析出热力学和动力学

采用规则溶液亚点阵模型计算了新型含Nb细晶高强IF钢在不同温度(1073~1473 K)下碳氮化物析出相的平衡体积分数、组成成分及化学驱动力,各元素的平衡质量分数;采用经典形核长大模型计算了实验钢在不同温度(1073~1473 K)下位错处形核的临界核心尺寸、临界形核功及相对形核速率。结果表明,随着温度的降低,析出相的平衡体积分数增大,Nb C在析出相中比例逐渐增加,Nb N在析出相中比例逐渐降低,析出相的化学驱动力增大,固溶在钢中的各元素的质量分数降低;在位错处形核的临界核心尺寸、临界形核功减小,相对形核率增大。至1073 K时,N元素已基本析出,C和N在析出相的成分中基本达到平衡。     

Nb对奥氏体热变形后等温回复的影响

采用热模拟实验研究了不同Nb含量的低C高Mn钢在800—900℃变形后奥氏体的回复特征,同时借助Fe-40%Ni-0.1%Nb(质量分数)合金揭示了回复过程中的位错演化及析出行为,建立了位错滑移及溶质拖曳机制的等温回复动力学模型,据此计算拟合了应力松弛曲线上回复实验数据,计算结果与理论分析及实验结果相符.实验及模拟结果表明,Nb溶质拖曳及析出均减慢回复过程,提高变形积累;与Nb溶质拖曳相比,析出能够更有效地延缓回复软化;Nb溶质拖曳通过升高回复激活自由能U0及减小激活长度来实现回复过程的延缓,提高溶质Nb含量,将升高Uo和减小激活长度.对于含Nb低C高Mn微合金钢,在道次间隔短的多道次热连轧精轧阶段,变形积累主要依靠Nb溶质拖曳作用,而对于轧制节奏较慢的中厚板精轧,轧制变形的积累依靠Nb溶质拖曳与析出的共同作用.     

形变及冷却速率对热轧超高强汽车钢板中纳米析出的影响

为精确控制热轧780 MPa级Nb-Ti微合金化C-Mn钢中的纳米析出物(Nb,Ti)C,利用热力模拟实验技水,通过透射电镜观察及统计分析,研究形变及冷却速率对纳米析出的影响规律.结果表明,形变可显著地提高析出物形核率,并细化析出物平均直径;析出物数量随冷却速率的增大逐渐减小;既定的实验条件下,冷却速率达到15℃/s可完全抑制析出物在冷却过程中形核;随着冷却速率的增大,析出物的形核区间由奥氏体区形核向铁素体或贝氏区转变,析出物平均直径明显细化;在低冷却速率条件下的变形实验钢中,形变提高组织中的空位浓度,促进析出物空位形核的发生;晶界或亚晶界是过饱和空位的主要陷阱,但空位的扩散活性很高致使低冷却速率条件下晶界或亚晶界附近的空位浓度低于析出物形核的临界形核浓度,从而无法形核,形成晶界附近无析出带;无析出带宽度随冷却速率的增大而减小,这归因于空位扩散活力随冷却速率的增大而降低.     

轧制工艺对V-Nb微合金化HRB600E钢筋组织及性能的影响

采用了高温共聚焦显微镜、高分辨透射电镜和光学显微镜等系统研究了轧制工艺对V-Nb微合金化HRB600E钢筋的组织、力学性能及析出行为的影响。结果表明,试验钢奥氏体晶粒尺寸随加热温度升高、保温时间延长而增大。轧制温度提升60 ℃后,试验钢组织中珠光体团比例及尺寸分别增加10.9%和5.1 μm,导致抗拉强度增加30~40 MPa,断后伸长率降低3%~5%;同时,试验钢中V(C, N)析出数量减少而VNb(C, N)数量增加,整体析出粒子数量减少但其等效圆直径增大。不同轧制工艺析出强化效果差别不大,整体中的相变强化效果大于析出强化。     

Nb微合金化低碳贝氏体圆钢的组织细化

通过热模拟试验研究了Nb微合金化在长材低碳贝氏体钢中的作用机理。研究表明对该成分的低碳贝氏体钢采用线棒材轧制时,形变诱导析出Nb(CN)抑制再结晶主要发生在轧后过程中,抑制了轧后相变前的奥氏体晶粒长大,同时抑制了贝氏体板条束的长大。变形后在空冷条件下,3 s后开始发生明显的析出,在900℃以下变形,在贝氏体相变前,可获得约10μm的均匀细小的奥氏体晶粒。     

Q345E���Ʊ����ѧ���ܵ�̽��

 在未控轧控冷的轧制条件下,Q345E钢材终轧温度较高,铌推迟形变奥氏体再结晶的作用不明显。虽然铌/钒复合微合金化钢晶粒有一定程度的细化,由于微合金元素的沉淀强化及热轧态组织中贝氏体的出现,导致含铌微合金化钢低温韧性不能满足使用要求。通过对Q345E钢化学成分进行控制,结合控轧控冷技术,并采取合理的热处理工艺,使Q345E钢在保证高强度的基础上,－40 ℃低温冲击韧性得到明显提高。     

货运机车制动梁用15Mn2CrVNb钢方坯角部横裂纹研究

本文对15Mn2CrVNb制动梁用钢的铸坯角横裂纹缺陷进行了研究,研究认为铸坯角横裂纹的形成温度为870～900℃,在这一温度条件下Nb、V等C、N化物析出以及铁素体在奥氏体晶界析出引起的奥氏体晶界脆化是裂纹形成的内部原因,而铸坯矫直过程中内弧侧的张应力是裂纹形成的外部原因,实践表明提高连铸坯的角部温度能够有效的避免铸坯角横裂纹的产生。     

Nb微合金化HRB400E钢筋的试制

针对钒氮合金价格上涨，阳春新钢铁有限责任公司采用Nb及Nb、V复合微合金化技术对HRB400E钢筋进行了试制。结果表明，含Nb钢连铸过程中由于Nb（C、N） 的析出，铸坯易产生表面和内部缺陷，采用低过热度、均匀的二次冷却、控制Nb含量及适当提高矫直温度的措施，可有效减少铸坯缺陷。Nb含量与钢筋强度的提高不是线性关系，但对带肋钢筋盘条强度提高的效果比直条的好。采用Nb替代V，轧制φ6～φ10 mm 带肋钢筋盘条，成品化学成分、力学性能、金相组织、外形尺寸等全部合格，吨钢合金成本降低约100元。     

Nb微合金化HRB400E钢筋的试制

针对钒氮合金价格上涨，阳春新钢铁有限责任公司采用Nb及Nb、V复合微合金化技术对HRB400E钢筋进行了试制。结果表明，含Nb钢连铸过程中由于Nb（C、N） 的析出，铸坯易产生表面和内部缺陷，采用低过热度、均匀的二次冷却、控制Nb含量及适当提高矫直温度的措施，可有效减少铸坯缺陷。Nb含量与钢筋强度的提高不是线性关系，但对带肋钢筋盘条强度提高的效果比直条的好。采用Nb替代V，轧制φ6～φ10 mm 带肋钢筋盘条，成品化学成分、力学性能、金相组织、外形尺寸等全部合格，吨钢合金成本降低约100元。     

含Nb-Ti微合金钢连铸过程中TiN析出行为研究

针对控制含Nb微合金钢铸坯角裂缺陷的增Ti固N控制工艺,通过热力学计算和试验分析手段,详细研究了钢中TiN颗粒的形成条件。经过研究得到结论：Ti元素可以稳定Nb在钢中的固溶状态,所生成的TiN颗粒在2 μm左右,属于非金属夹杂物范畴。随着冷却速率的增加,钢中生成的TiN颗粒位置逐渐由原奥晶界转为晶内析出。基于Ohnaka微观偏析模型计算凝固TiN凝固析出行为,当固相率达到0.95以上凝固前沿的[Ti][N]浓度积高于平衡浓度积,开始析出TiN。根据凝固前沿溶质元素偏聚程度排序：Scheil＞Ohnaka＞B-F＞C-K＞V-B＞Level。在钢液中析出的Al2O3类的高熔点氧化物降低了TiN形核势垒,促进了TiN颗粒的析出行为。     

微合金化2000 MPa热成形钢的析出相热力学计算与强韧性

通过热力学计算软件Thermo-Calc计算了2000 MPa热成形钢的平衡相图、各相的析出温度、相中的元素含量、碳化物在不同温度下的长大规律以及不同Nb、V含量对其碳化物析出温度和析出量的影响规律。选定特定成分,利用50 kg真空炉进行了熔炼,并进行热轧和冷轧,利用平板模具淬火的方式模拟热成形工艺并进行了力学性能检测和三点弯曲性能检测。利用场发射扫描电镜和EBSD对组织进行了表征。结果表明,Nb、V微合金化2000 MPa热成形钢中的碳化物主要有NbC和VC,析出温度分别在1150 ℃以上及880 ℃以上,且其析出温度分别随着Nb和V含量的升高而升高。平板模具淬火后热成形钢板的抗拉强度超过2000 MPa,伸长率超过8%,拉伸断口为韧性断口,且三点弯曲角度超过66°。SEM和EBSD的结果表明,马氏体组织由马氏体束(packet)、马氏体块(block)和马氏体板条(lath)组成,原奥氏体晶粒约为10 μm,且马氏体块的尺寸<5 μm,马氏体块内部由马氏体板条组成,马氏体板条间为不连续的小角度晶界,晶界的取向差大部分小于5°。细小的原奥氏体晶粒和马氏体块组织是微合金化2000 MPa热成形钢具有高强度、高塑韧性的主要原因。