钛铌微合金钢连铸坯角部横裂纹敏感性

为明确不同速度冷却时表面奥氏体的长大规律和在第Ⅲ脆性区的热塑性,用Gleeble-3500热模拟机分别对钛铌微合金钢进行了奥氏体长大热模拟试验和第Ⅲ脆性区热拉伸试验。研究结果表明,当冷却速率小于5℃/s时,钛铌微合金钢铸坯表面容易形成粗大的(大于1mm)奥氏体晶粒;随着冷却速率的增大,奥氏体边界析出细小的Ti(C,N),能有效地钉扎限制奥氏体的长大。在热拉伸试验过程中,当冷却速率为1和5℃/s时,钛铌微合金钢铸坯在800℃热拉伸时断面收缩率仅为29.7%和23.0%,2种冷速下都伴随有70～200nm矩形或不规则形的(Ti,Nb)(C,N)和40～100nm针状的Nb(C,N)析出。铸坯角部振痕谷底处在高温低冷速下形成粗大奥氏体晶粒,并在第Ⅲ脆性区矫直,是导致钛铌微合金钢角部横裂纹敏感性高的主要原因。     

微合金元素Al对热塑性的影响

<正>Al可以AlN的形式析出,AlN、VN、Nb(CN)和TiN最容易析出的温度分别为815℃、885℃、950℃和接近因相线温度,析出温度越低析出物的颗粒越细小,对钢的热塑性影响越大。AlN沿奥氏体晶界析出,在应力的作用下析出物附近会形成微裂纹,导致晶界脆化。添加微合金元素Ti争夺钢中的N形成TiN,使Al仍处于固溶状     

钒微合金钢的热塑性

低碳低氮微合金钢通常表现出抗横向开裂性能,而碳含量较高的微合金钢则不然。讨论了碳含量质量分数为0.05%~0.6%的含钒微合金钢的热塑性研究和工业经验。在不同碳含量的情况下,只要[V][N]乘积不超过1×10-3,添加的钒就能降低钢对横向开裂的敏感性。铌和钒的结合增加了800~900℃临界矫直温度范围内的热塑性,这一改善得益于钒和铌复合加入减缓了动态析出过程。在含钛钢中,最初在高温下生成的Ti N具有促进Ti Nb(C,N)沉淀粗化和降低对塑性不利的细小Nb V(C,N)沉淀体积分数的额外作用。还介绍了TWIP钢热塑性的最新结果以及含钒微合金钢连铸的工业经验。     

Nb(C，N)作为取向硅钢中抑制剂的可行性

在铌微合金高强度钢中,主要利用铌来提高奥氏体的再结晶温度,从而实现控制轧制和控制冷却;同时,利用铌的析出进行强化来提高铌微合金钢的强度和韧性。结合取向硅钢抑制剂的特点和要求,分析了Nb(C,N)作为抑制剂的可行性。由于Nb(C,N)在钢中的固溶温度低,析出颗粒尺寸小,Nb(C,N)具备作为取向硅钢抑制剂的基本特征和优势,故其可作为取向硅钢中抑制剂。     

EAF CSP流程铌微合金钢析出与再结晶规律研究

运用光学显微镜、化学相分析等方法研究了EAF CSP流程铌微合金钢中Nb(C,N)析出规律;并在Gleeble 3500热模拟实验机上实验研究了铌微合金钢的原始奥氏体再结晶规律。该研究为其生产铌微合金钢的成分设计和工艺优化提供了理论依据。     

EAF CSP流程铌微合金钢析出与再结晶规律研究

运用光学显微镜、化学相分析等方法研究了EAF CSP流程铌微合金钢中Nb(C,N)析出规律;并在Gleeble 3500热模拟实验机上实验研究了铌微合金钢的原始奥氏体再结晶规律。该研究为其生产铌微合金钢的成分设计和工艺优化提供了理论依据。     

EAF CSP流程铌微合金钢析出与再结晶规律研究

运用光学显微镜、化学相分析等方法研究了EAF CSP流程铌微合金钢中Nb(C,N)析出规律;并在Gleeble 3500热模拟实验机上实验研究了铌微合金钢的原始奥氏体再结晶规律。该研究为其生产铌微合金钢的成分设计和工艺优化提供了理论依据。     

铌微合金化抗震钢筋形变奥氏体连续冷却转变

 为了研究铌对高强抗震钢筋生产过程中组织转变的影响,通过热模拟试验对比研究了无铌碳素钢筋及铌微合金化钢筋(铌质量分数为0.03%)形变奥氏体在不同冷却速率下的组织和相变规律,获得动态CCT曲线。研究结果表明,添加0.03%铌使试验钢奥氏体连续冷却转变有明显变化。从连续冷却曲线(CCT)可看出,添加铌后,发生先共析铁素体、珠光体相变的冷却速度范围减小,铁素体、珠光体转变温度降低;贝氏体相变的冷却速度区间整体右移。添加铌能细化组织,各冷却速度下含铌钢的硬度均大于无铌钢。利用TEM对不同冷却速度下含铌钢中析出相进行观察,发现Nb(C,N)弥散分布于钢中,随着冷却速度的增加,析出的Nb(C,N)逐渐减少,析出相尺寸呈先减小后增大的规律,2 ℃/s冷却速度冷却得到的析出相尺寸细小且数量较多。     

高铌X80管线钢连铸过程中微合金元素的析出行为

运用TEM和EDS等测试方法,对高铌X80管线钢连铸过程微合金元素的析出行为进行研究.结果表明:铸坯凝固冷却至1100℃时,存在片层状以及棒状析出物,此类析出物为Nb(C,N)碳氮化物,同时存在一些TiN析出物.当铸坯冷却至900℃时,开始出现中心富钛、边部富铌的(Nb,Ti)(C,N)星形和枝晶形碳氮化物.当铸坯冷却...     

回火温度对中碳合金钢4Cr5MoSiV1Nb组织和性能的影响

 为了优化合金性能，研究了回火温度对中碳合金钢4Cr5MoSiV1Nb组织和性能的影响。试验结果表明，4Cr5MoSiV1Nb合金钢的二次硬化温度区间为300～550 ℃，峰值出现在550 ℃，此时硬度值为56.3HRC，同时伴有冲击韧性的显著降低，冲击韧性降低的原因是合金钢回火时含铬铬的细短棒状合金渗碳体在晶界析出，可以推测减少淬火合金钢中铬的偏析将会减少晶界析出，提高冲击韧性。微量铌的加入形成了（V，Nb）C强化相颗粒。合金在250～350 ℃回火综合性能最佳，可以达到冲击韧性15 J/cm2、硬度55HRC以上。     

微合金化HRB400高强度热轧钢筋的试制

HRB400高强度钢筋(％:0.19～0.25C、0.40～0.60Si、1.20～1.50Mn、≤0.040P、≤0.040S)由120 t转炉—钢包吹氩-120 mm×120 mm连铸工艺冶炼.为提高HRB400Φ12 ～22 mm热轧带肋钢筋的综合力学性能,冶炼时进行加5 kg/t钢MnSiN+0.4～0.9 k...     

Nb-V微合金化H型钢BS55C表面裂纹成因分析

分析了成分为(%):0.14~0.17C,0.45~0.55Si,1.25~1.45Mn,0.08~0. 10V,0.03～0.05Nb H 型 钢BS55C表面裂纹形成原因。结果表明,该钢凝固时纵裂的敏感性较大,700~950℃范围内的塑性较低,使H 型钢表面易产生裂纹。由168炉Nb-V微合金化H 型钢BS55C生产数据分析得出,采用LF精炼,控制钢中S≤ 0.015%、P≤0.020%,优化浇铸水口,采用弱二次水冷工艺,避免在700~900℃范围矫直,可有效减少Nb-V微 合金化H 型钢的表面裂纹     

微合金化非调质钢C38N2动态再结晶行为

针对微合金化非调质钢热轧过程的变形特征,通过Gleeble-3800热模拟试验机研究了Nb-Ti-V非调质钢C38N2(/%:0.40C、0.52Si、1.42Mn、0.010P、0.047S、0.028V、0.025 Ti、0.022Nb)在950～1 150℃,变形速率0.1～10 s-1变形量60%,单道次压缩时的奥氏体动态再结晶过程,计算得出C38N2钢的动态再结晶晶粒尺寸模型和动态再结晶状态图。结果表明,C38N2钢变形温度越高,变形速率越低,则发生动态再结晶的储蓄能越小,动态再结晶越易发生。C38N2钢的动态再结晶激活能Q_d=294.905 kJ/mol。     

Nb微合金化对齿轮钢高温渗碳奥氏体晶粒度的影响

摘要：通过Nb微合金化提高渗碳温度是当前发展高端齿轮钢的重要思路。以20Cr钢为基准成分,通过实验室熔炼、锻造以及977~1134℃范围内高温伪渗碳实验,研究了0.02%、0.04%、0.06%、0.08%等不同Nb质量分数下渗碳后的奥氏体晶粒结构。在此基础上,依据热力学计算及析出颗粒熟化模型,对AlN、Nb(C,N)颗粒的钉扎强度进行估算并与晶粒尺寸建立联系,得到了适用于含Al、Nb齿轮钢的奥氏体晶粒度控制预测模型。最后,依据此模型分析了Nb含量对20Cr钢渗碳温度的影响,并基于高温渗碳目标提出了Nb微合金化的成分建议。     

Nb-Ti微合金化钢QStE380TM汽车大梁用热轧钢板的研制

采用铁水预处理-210 t顶底复吹转炉-LF精炼-2流立弯型CSP铸机(65 mm厚铸坯)-6机架SMS轧机控轧控冷工艺试制了成分(%)为:0.04~0.08C,0.20~0.35Si,1.20~1.35Mn,≤0.015P,≤0.010S,0.015~0.025Nb,0.005~0.015Ti QStE380TM汽车大梁用6~12 mm热轧钢板。检验结果表明,钢板组织为铁素体+少量珠光体,晶粒尺寸4~7μm,其机械性能均符合标准要求,钢板不同方向屈服强度最大差值为30 MPa,抗拉强度最大差值20 MPa,大多数钢板常温冲击功为140~180 J。     

热回复过程高强耐候钢Q450NQR1的高温力学性能

在热回复条件下,采用Gleeble-1500D热/力模拟实验机,研究测试了高强耐候钢Q450NQR1(/%:0.05～0.10C、0.30～0.50Si、0.80～1.00Mn、≤0.020P、≤0.008S、0.20～0.40Cu、0.15～0.35Ni、0.40～0.60Cr)200mm×1 350 mm铸坯试样在700～1 000℃,热拉伸应变率5×10^-3 s^-1时的强度、塑性模量和断面收缩率。结果表明,随温度下降铸坯塑性模量(硬化系数)和强度增加,800℃时铸坯的强度随温度的变化速率出现明显转变;925～700℃时铸坯断面收缩率≤60%;为保证铸坯质量,在矫直过程铸坯表面温度应≥950℃。     

液化天然气储罐用9Ni超低温钢的冶炼和连铸生产实践

9Ni超低温钢(/%:0.03～0.05C、0.15～0.30Si、0.60～0.70Mn、≤0.003P、≤0.002S、9.0～9.5Ni、0.02～0.04Al)的冶金流程为180 t铁水预处理-180 t复吹转炉-LF-喂硅钙线-RH-180～250 mm板坯连铸。通过转炉出钢时钢包脱磷控制[P]≤0.0015%,LF脱硫使[S]≤0.001%,加铝粒和喂铝线控制[A1]0.02%～0.03%;RH前喂硅钙线RH真空度≤200 Pa,RH处理20 min以控制[N]≤25×10^-6,[H]≤1.0×10^-6;连铸使用电磁搅拌、轻压下和全程保护浇铸工艺,提高铸速使铸坯矫直温度≥950℃,铸坯在300℃缓冷坑40 h,使[P]、[S]、[H]、[N]、[0](/10^-6)分别降至15、9、0.5、26、10,铸坯裂纹率降至0,轧制钢板的无损探伤合格率为100%。     

酒钢120 t转炉-LF-CC工艺生产L360管线钢的实践

通过铁水脱硫-120t转炉冶炼-LF精炼(吹氩、喂线)-160(220)mm板坯连铸-2架炉卷轧机,轧制生产 了1.6~12.7mm管线钢L360带材(%:0.08～0. 12C 、0.10～0.25Si 、1. 10~1.30Mn 、≤0.015P 、≤0.008S 、0.03~ 0.05Nb)。采用高拉碳补吹法控制转炉终点[C]0.04%;LF精炼时用AlMnFe、MnFe和NbFe合金化,并喂Al线和 SiCaBa线;连铸采用全程氩封注流保护浇铸等工艺措施。生产统计结果表明,L360管线钢[0]为(10~15)×10^-6, [N](14~35)×10^-6,[H](1.2~1.6)×10^-6, Σ [N+H+0]≤51.6×10^-6;该钢的屈服强度为425～460 MPa,抗拉 强度505～525 MPa,屈强比0.81～0.88,均达到标准要求。     

V-N微合金化含钨改型Cr5W冷轧工作辊用钢

开发了加V-N合金的含钨改型Cr5W工具钢(%:0.70～0.90C、≤1.00Si、0.20～0.60Mn、4.50～5.50Cr、1.00～1.50W、≤0.15Mo、≤0.3V;300×10^-6～350×10^-6N)。Cr5W钢960℃淬火后组织为马氏体+碳化物,平均HRC硬度值为63.5,180℃回火后的平均HRC值为63.2,高于Cr5钢(%:0.70～0.90C、≤1.00Si、0.20～0.60Mn、4.50～5.50Cr、0.15～0.70Mo;80×10^-6～120×10^-6N)180℃的回火硬度(HRC值62.3),在相同硬度下,Cr5W钢的相对耐磨性较Cr5钢提高50%。     

屈服强度750 MPa低合金钢高强度集装箱用钢的开发

设计和开发了屈服强度750 MPa低合金高强度集装箱用钢(/%:0.06～0.09C,0.25～0.35Si,1.60～1.80Mn, ≤0.015P,≤0.003S,0.10～0.20Mo,0.05～0.06Nb,0.09～0.11Ti,≥0.0015Ca,≥0.015Alt)。试验钢的工艺流程为260 t BOF-LF-RH-230 mm板坯连铸-热轧成2～6 mm板。通过Nb-Ti复合微合金化和Ca处理,控制精轧结束温度840～880℃,层流冷却速度≥60℃/s,卷取520～580℃,热轧钢卷的冷却速度≤10℃/h等工艺措施,热轧带钢具有良好的表面质量,组织为细晶铁素体+Nb-Ti碳氮化物,力学性能为上屈服强度760～790 MPa,抗拉强度860～910 MPa,伸长率21%～25%,满足用户要求。