V-Nb微合金化Q420B大规格角钢高温流变应力研究

为获得大规格角钢高温变形时的流变应力,在Gleeble-3500热模拟实验机上,对V-Nb微合金化Q420B大规格角钢进行了高温单轴压缩实验,变形温度为750～1100℃,应变速率为0.1～30 s^-1。结果表明,一定实验条件下,当变形温度升高时,实验钢的高温流变应力会随之呈指数函数关系增大;当应变速率的增大时,实验钢的高温流变应力会随之呈幂函数关系增大;随着应变量的增加,实验钢的高温流变应力先增大而后逐渐达到稳定。根据高温流变应力与变形温度、应变速率以及应变的关系,构建了V-Nb微合金化实验钢的高温流变应力本构方程,计算值与实测值具有较好的拟合精度,证明了其可用于实际生产中轧制力的计算。     

稀土对Q345B大断面圆坯热塑性影响的实践研究

研究了包钢Ф430mm Q345B圆坯矫直温度与表面裂纹关联性,发现铸坯矫直温度偏低是导致铸坯表面裂纹比率较高的主要原因。通过在钢中添加微量稀土元素提高了Q345B的高温热塑性,大幅改善了Ф430mm断面铸坯出现表面裂纹的倾向,产品性能得到一定程度提升。     

V-N微合金化钢的高温塑性变形行为研究

通过Gleeble-3800热模拟试验机对V-N微合金化钢进行了热模拟压缩试验,分析了V-N微合金化钢高温下塑性变形的变化规律,并通过分析应力一应变曲线,建立形变抗力模型和应变速率本构方程.结果表明,V-N微合金化钢在较低应变速率和较高温度下,流变应力随变形程度的不断增加而增加至某一峰值,然后逐渐下降至某一稳态值;应变速率、温度和峰值应力之间的关系可用幂指数关系来描述,在较低温度(900～950℃)下,应力指数约为7.1,变形激活能为118～185 kJ/mol,变形机制属于位错芯区扩散控制的幂律蠕变;在较高温度(1000～1150℃)下,应力指数约为6.6,变形激活能为125～285 kJ/mol,变形机制属于位错芯区控制的幂律蠕变.     

热轧工艺对V-N微合金化Q420B大规格角钢组织转变的影响

利用热模拟试验机、扫描电镜研究了热轧工艺参数对V-N微合金化Q420B大规格角钢组织转变的影响规律。结果表明,加热温度由1150℃升高到1300℃时,铁素体平均晶粒尺寸由8.95μm长大到11.64μm,铁素体晶粒粗化了30.1%。开轧温度由950℃升高到1150℃时,铁素体平均晶粒尺寸由5.90μm长大到7.72μm,铁素体晶粒粗化了30.8%。终轧温度由760℃升高到910℃时,铁素体平均晶粒尺寸由5.15μm长大到7.72μm,铁素体晶粒粗化了49.9%。精轧累积压下率由20%升高到50%时,铁素体平均晶粒尺寸由7.91μm细化到4.94μm,铁素体晶粒细化了37.6%。     

Al对冷轧双相钢高温热塑性的影响

采用Gleeble2000高温力学性能模拟试验机对不同铝含量双相钢高温热塑性进行了对比研究.结果表明,Al的加入使得双相钢的高温低塑性区向高温区域偏移,温度区间由低铝时的710～920 ℃升高到高铝时的800～1020 ℃;为了避免铸坯表面产生裂纹,高铝双相钢矫直段温度应控制在1050～1150 ℃范围内,冷却水应采用弱冷水制度,并合理控制钢中的N、S及O的含量.同时发现,试验钢高温热塑性随着应变速率的增大而提高.     

72B大规格线材微合金化的研究与应用

为了提高72B大规格线材的强韧性，通过微合金化及控轧控冷工艺，实现了72B大规格线材的高索氏体化，初步探明了大规格微合金化线材的强韧性机理和时效现象。     

Q235B-2B硼微合金化钢的高温塑性

采用Gleeble-3800热应力-应变热模拟试验机对某钢厂生产的Q235B-2B硼微合金化钢230 mm×1800 mm连铸板坯进行高温力学性能测试,得到了600~1350 ℃温度区间的高温强度和热塑性曲线图。试验结果表明,此钢种第三脆性温度区为750~1000 ℃,低塑性区间较宽。通过扫描电镜观察,能谱分析发现晶界有许多MnS析出物以及少量的BN与MnS复合析出物。硼微合金化钢裂纹敏感性比较高,这是由于硼在晶界的偏聚以及第二相粒子在晶界的大量析出脆化晶界,影响钢的热塑性,结合热力学理论分析,降低氮含量可减少第二相粒子析出,改善钢种的热塑性。     

微合金化对大规格Q345E锻材组织及性能的影响

通过在Q345E钢中加入微合金化元素,研究了微合金化对该钢组织和性能的影响。结果表明,Q345E钢中加入微合金化元素后,组织得到细化,强度随微合金化元素的增加而升高,伸长率与冲击韧性随微合金化元素的增加而降低。V含量为0.03%,Nb含量为0.03%时,910℃正火态下,钢的塑韧性可达到最佳匹配,-40℃低温冲击吸收能量可达100 J以上。     

低成本钛微合金化Q345B钢组织性能的研究

通过采用低锰（w(Mn)=0.6%~0.8%）钛微合金化（w(Ti)=0.045%~0.060%）的成分体系以及控轧控冷工艺,成功试制出低成本钛微合金化Q345B带钢。结果表明：不同厚度规格带钢的屈服强度为413~468 MPa,抗拉强度为571~595 MPa,伸长率为25.3%~27.9%,常温冲击功为105~134 J,冷弯性能合格,均满足国标要求。Ti的析出物有尺寸大小为50~100 nm的方形TiN粒子和尺寸小于10 nm的球形纳米TiC粒子,充分发挥了Ti的细晶强化和沉淀强化效果。     

Q345B低锰钛微合金化钢的静态再结晶行为

通过在Gleeble 1500热模拟机上进行双道次热压缩试验,研究Q345B低锰钛微合金化钢不同变形条件下的奥氏体软化行为。结果表明,变形温度越高,道次间隔时间越长,静态再结晶软化率越大。建立了试验钢静态再结晶动力学模型,经计算激活能为263.8 k J/mol。同一变形温度下,随变形时间增加,Ti C粒子的应变诱导析出抑制静态再结晶进行,使软化率曲线上出现平台。     

W、B、Y微合金化高铌TiAl基合金高温抗氧化性研究

使用元素W、B、Y对Ti-45Al-8Nb合金进行了微合金化,研究了微合金化后高铌TiAl基合金在900℃静止空气中的断续氧化行为。结果表明,与Ti-45Al-8Nb合金相比,经过0.2B与0.1Y联合微合金化后合金的氧化增重小,氧化膜与基体的粘附性强,抗氧化性明显改善;经过0.2W与0.1Y微合金化后合金氧化增重明显,氧化膜容易脱落,合金抗氧化性下降;经过0.2B、0.2W、0.1Y联合微合金化后合金抗氧化性没有明显变化。对氧化膜进行的扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)及X射线衍射(XRD)分析表明,联合添加B、Y促进了合金中的连续致密的Al2O3条带的形成,W、Y联合微合金化的合金中靠近基体处未形成连续的Al2O3条带,并且混合层中形成了较厚的低铌含量的TiO2层。W、B、Y联合微合金促进了混合层中富Al2O3层的形成。     

Nb、V微合金钢筋高温热塑性及奥氏体长大规律

在实验室采用Gleeble 3500与箱式电阻炉分别对试验钢的高温热塑性及奥氏体晶粒长大规律进行了测试,研究了Nb对V微合金化高强钢筋高温热塑性与奥氏体长大规律的影响。结果表明：Nb的加入使V微合金化高强度钢筋的高温低塑性区扩大至1035 ℃,并使800~1000 ℃范围内的塑性减小,但对650 ℃以下的塑性有所改善。奥氏体平均晶粒尺寸变化曲线表明,与保温时间相比,加热温度对晶粒尺寸的影响更大;不含Nb试验钢奥氏体晶粒异常长大的温度为1050 ℃,含Nb试验钢奥氏体晶粒异常长大的温度为1100 ℃;当加热温度≥1050 ℃时,含Nb试验钢的晶粒尺寸比不含Nb试验钢细小,减小20 μm左右。     

A105连铸坯的高温塑性研究

通过合理取样方法和设计的高温变型实验方案,对A105钢连铸坯热变形过程中发生的变形及最终断裂全过程进行模拟实验,找出该钢种连铸坯在热变形过程中的3个脆性温度转变点,揭示该钢种连铸坯在3个脆性转变区域的热塑性规律以及发生断口后的形貌,对于合理确定连铸工艺冷却制度、拉矫温度等参数,降低裂纹缺陷发生概率有很好的指导意义。     

B对Nb微合金化高强IF钢组织及二次加工脆性的影响

为了提高Nb微合金化高强IF钢的抗二次加工脆性,研究了B对Nb微合金化高强IF钢组织及二次加工脆性的影响规律。研究结果表明：Nb微合金化高强IF钢中B的存在形式与Ti微合金化高强IF钢有所不同;当B添加量不足时,其只能以BN析出物的形式存在,对二次加工脆性没有改善效果;实验钢中的B被N固定后剩余的B以固溶形式存在(即有效B),只有在B含量遵循有效B质量分数大于0时,二次加工脆性转变温度随有效B含量的提高而降低,从而提高实验钢的抗二次加工脆性;当有效B质量分数大于0.000 7%时,实验钢的二次加工脆性转变温度不大于45℃并趋于稳定,其抗二次加工脆性达到最优。     

BT25钛合金大规格棒材的研究

BT25钛合金主元素采用多元中间合金的形式加入,经过3次真空自耗电弧炉熔炼,其铸锭成分满足技术条件的要求且成分较为均匀.铸锭采用β相区开坯,再经α β两相区多火次锻造,最后锻成Ф220 mm的棒材.棒材的高、低倍组织以及高温、室温力学性能等各项技术指标均符合标准要求.