控轧控冷工艺中终冷温度对高强建筑用钢组织与拉伸性能的影响

对高强建筑用钢进行控轧控冷处理,研究终冷温度(350～650℃)对该钢显微组织与室温拉伸性能的影响。结果表明:在终冷温度为650,550℃下控轧控冷后,试验钢的显微组织都为贝氏体铁素体+马氏体-奥氏体(M-A)岛;当终冷温度为450℃时,组织仍为贝氏体铁素体+M-A岛,但是M-A岛的含量比终冷温度为650,550℃时的低;当终冷温度为400,350℃时,组织主要为板条状贝氏体铁素体,局部板条间分布着少量薄膜状M-A岛;试验钢的屈服强度、抗拉强度和屈强比均随着终冷温度的降低而升高,而在终冷温度为350,450,550℃时的断后伸长率均大于16%;终冷温度为450℃时,试验钢的拉伸性能符合780MPa级高强低屈强比建筑用钢的要求,此时贝氏体铁素体组织中弥散分布着细小、圆整度较高的M-A岛,使得试验钢具有高的强塑性和低的屈强比。     

Q690C粒状贝氏体钢MAG焊接头中M-A组元的演变及其对热影响区冲击韧度的影响

为了研究Q690C低碳粒状贝氏体钢热影响区M-A组元演变及其对各亚区韧性的影响,采用全自动熔化极活性气体保护焊(Metal active-gas welding, MAG)施焊并在接头各个区域开V型缺口进行冲击试验,分析各亚区韧性与各亚区组织、断口、M-A组元统计结果之间的对应关系。结果表明,焊缝为针状铁素体,断口上韧窝细小密集,呈韧性断裂,虽然M-A组元数量很多,且存在于晶界,但是由于尺寸小,大都为块状,所以对冲击韧度影响不大;熔合区与粗晶区均为上贝氏体,且M-A组元大多以长条状分布于上贝氏体板条束间;其中熔合区的冲击韧度最差,系粗大基体引发的解理断裂;其余各亚区韧性接近母材,无明显恶化,M-A组元多呈较小块状,存在于晶界。由上述结果可知,M-A的分布、尺寸与形态的演变受控于为领先相的基体组织;细小的贝氏体基体及针状铁素体基体可弥补M-A组元对韧性的危害;组织控制仍应以基体组织控制为重点。     

超低碳微合金管线钢焊接接头的组织与冲击性能

利用光学显微镜、冲击试验机及扫描电镜等对超低碳微合金管线钢焊接接头的组织及冲击性能的进行了研究。结果表明:超低碳微合金管线钢母材组织主要由粒状贝氏体和贝氏体铁素体组成,接头的粗晶热影响区组织为贝氏体铁素体、粒状贝氏体和少量的多边形铁素体及细小的M-A岛,且晶粒粗大,焊缝中的针状铁素体以钛、铝、硅、锰的复合氧化物诱发形核,并以筐篮的编织结构相互交错分布;在-10℃时此接头的冲击功可达178 J,表现为韧性断裂。     

10Ni5CrMoV钢MAG焊接接头的显微组织与力学性能

采用MAG(熔化极活性气体保护焊)对25mm厚10Ni5CrMoV钢进行了焊接,观察了接头显微组织与冲击断口形貌,并对其硬度、冲击性能和拉伸性能进行了研究。结果表明:接头焊缝区组织主要为板条马氏体/贝氏体+粒状贝氏体,且存在较多的沿奥氏体晶界分布的M-A组元,硬度接近于母材,冲击韧性较低,-50℃时的平均冲击功为42J;随着距焊缝中心距离的增大,热影响区组织依次为淬火马氏体、板条马氏体/贝氏体+铁素体+粒状贝氏体,且临界区碳化物积聚并长大,硬度先升高后降低,最低硬度为286.4HV,冲击韧性较高,-50℃时的平均冲击功为188J;焊接接头的平均抗拉强度达到920 MPa,拉伸试样的断裂位置均在母材;M-A组元及碳化物是影响接头性能的主要因素。     

690MPa级低合金高强钢熔敷金属冲击断裂行为研究

冲击试验是衡量金属材料韧性的最有效手段之一。对690 MPa级低合金高强钢熔敷金属进行–50℃示波冲击,分析焊接层间温度在80℃和200℃时试样的冲击性能。应用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子背散射衍射等分析手段并采用Lepera腐蚀法,对近断口区的组织、M-A组元及夹杂物进行观察,研究冲击过程中裂纹的形核和扩展规律。结果表明:层温对熔敷金属冲击吸收功影响显著,层温80℃和200℃时,所选冲击试样裂纹形成功和扩展功分别相差6.7 J和34.0 J。进一步研究表明,两种层温下,近断口区组织主要由板条状贝氏体和粒状贝氏体组成。层温80℃时,组织主要以板条状贝氏体为主,粒状贝氏体少量分布,M-A组元以少量的颗粒状存在;层温200℃时,粒状贝氏体数量增多,M-A组元的形态以条状和块状居多,数量增加;M-A组元这种形态和数量上的变化是导致两种层温下启裂功不同的主要原因。而熔敷金属中大角度晶界数量的不同,是造成两种层温下裂纹扩展功不同的主要因素。     

耐候钢形变奥氏体的连续冷却转变行为

采用热膨胀法结合硬度测试得到耐候钢未变形和变形奥氏体的连续冷却转变曲线;用光学显微镜和透射电镜分析了冷却速率、变形条件对显微组织的影响.结果表明:变形奥氏体与未变形的相比,铁素体 珠光体相变区向左上方移动,获得铁素体 珠光体的临界冷速增大;变形奥氏体的位错缠结抑制了贝氏体长大,细化了相变后的显微组织;在冷速大于15℃/s时,获得板条状贝氏体,第二相是渗碳体;在冷速5～10℃/s的范围内获得粒状贝氏体,第二相为基体上分布的马氏体/奥氏体岛.     

热轧15MnMoVNRE钢中粒状贝氏体对机械性能的影响

研究了外力作用下热轧15 MnMoVNRE 钢粒状贝氏体组织中裂纹的形核及扩展,并对(M-A)岛状相对于变形及断裂的影响进行理论探讨。结果表明,粒状贝氏体组织中裂纹的形核及扩展基本上在铁素体中进行,岛状相的存在对裂纹的扩展有阻滞作用。岛对于组织的强化作用与其本身的强度、尺寸及体积分数有关.     

X80管线钢用自保护药芯焊丝的研制及焊接接头性能

为满足X80管线钢的焊接需要,开发了以BaF2为主的低碱性渣系Mn-Ni-Mo-Ti-B合金系自保护药芯焊丝,并对采用该焊丝焊接后此钢接头的显微组织及力学性能进行了分析。结果表明:X80管线钢接头焊缝显微组织为针状铁素体、粒状贝氏体以及少量的M-A岛,热影响区的组织主要为粒状贝氏体、贝氏体铁素体;焊接接头的抗拉强度为711 MPa,屈服强度为565.7 MPa,室温冲击功为155J,-20℃冲击功为144.7J,完全能满足石油管道建设的标准要求。     

正火及回火的12Cr2MoWVTiB钢(102钢)精细结构的透射观察

12Cr2MoWVTiB(102)钢是立足于国内资源研制成功的锅炉热强钢,它是当前大型电站锅炉主要用材之一。随着多元强化低碳低合金热强钢的广泛应用,人们发现这类钢在较宽的冷却速度范围内连续冷却时,都可获得贝氏体中的(M-A)相。而且许多人的工作已证明,(M-A)相的含量及其形貌特征直接影响钢的性能。因此,近年来对(M-A)相的研究愈来愈引起人们的注意。本文着重分析102钢正火处理后粒状贝氏体的微观结构及形貌特征,并依据(M-A)相的结构特征对其相变机制作了某些探讨,同时观察了回火处理后基体组织及第二相微观结构特征的变化。     

变形条件对Mn-Cu耐候钢连续冷却相变的影响

在MMS-100热力模拟试验机上,采用热膨胀法结合金相法,建立Mn-Cu耐候钢未经变形和变形奥氏体的连续冷却转变曲线,分析比较它们的组织演变规律。利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析研究冷却速度、变形条件对显微组织的影响。试验结果表明,变形使铁素体+珠光体相变区向左上方移动,获得铁素体+珠光体组织的临界冷速增大,随着冷却速度的增加,晶粒细化,抗拉强度提高。变形奥氏体的位错缠结,抑制贝氏体长大,细化相变后的显微组织。在20～30 ℃/s冷速范围内获得的板条状组织主要由贝氏体铁素体组成,贝氏体的第二 相是渗碳体。在5～10 ℃/s的冷速范围内可以获得粒状贝氏体,第二相为基体上分布的马氏体 / 奥氏体岛或退化珠光体。     

轧后冷速对X100管线钢组织和力学性能的影响

通过热模拟试验机、光学显微镜对X100管线钢在连续冷却转变下的显微组织进行了研究,然后对其进行热轧,研究了轧后冷速对试验钢组织和力学性能的影响。结果表明:随冷速增大,试验钢组织中依次出现多边形铁素体、粒状贝氏体和贝氏体铁素体;当轧后冷速为20～42℃·s-1时,试验钢可获得由粒状贝氏体和贝氏体铁素体组成的组织以及良好的力学性能。     

SAE9310钢奥氏体的冷却转变行为

采用热力学计算软件和X射线衍射分析方法对高纯净SAE9310钢奥氏体化后平衡组织的转变规律进行了研究;采用膨胀法和金相法在Formastor-FⅡ型膨胀仪上测定了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)。结果表明:SAE9310钢的平衡转变组织为α-Fe、γ-Fe以及M_(23)C_6和M_7C_3碳化物;在连续冷却转变过程中,当冷却速率小于0.056℃·s~(-1)时,转变产物为粒状贝氏体和铁素体组织;当冷却速率介于0.056～1.9℃·s~(-1)时,转变产物为粒状贝氏体和少量马氏体组织;当冷却速率大于1.9℃·s~(-1)后,粒状贝氏体逐渐消失,转变产物主要为板条马氏体和少量残余奥氏体组织;钢的硬度随着冷却速率的增加而逐渐提高。     

700MPa级低碳微合金钢的连续冷却相变组织及强韧性

利用Gleeble-3500型热/力模拟试验机测定了700 MPa级低碳微合金钢的连续冷却相变(CCT)曲线,分析了冷却速率对该钢连续冷却相变及显微组织的影响,研究了该钢的强韧性。结果表明:该钢CCT曲线呈现扁平状,可在较大冷速范围内获得低碳贝氏体组织;冷却速率对试验钢各相的形态、数量、分布和显微硬度均有影响;随着冷却速率的提高,显微组织中依次出现多边形铁素体(PF)、针状铁素体(AF)、粒状贝氏体(GB)和板条贝氏体(LB),且各相的显微硬度也依次增加;当冷速在10~30℃·s-1范围时,显微组织主要为板条贝氏体组织,M/A组元弥散分布于晶界上,且晶粒随着冷却速率的增加而逐渐细化;利用冷却制度控制中温转变组织类型能优化其综合力学性能。     

P92钢的过冷奥氏体等温转变曲线及显微组织

利用淬火热膨胀仪测定了P92钢的临界点和不同等温温度下的过冷奥氏体等温转变曲线;采用共聚焦显微镜、扫描电镜对不同等温温度下的转变组织进行观察及分析,得到P92钢的TTT图。结果表明:P92钢的TTT图中不只有高温时的珠光体转变区,还有Ms点附近的贝氏体转变区;珠光体组织为粒状、纤维状或四棱柱状,上贝氏体由片状贝氏体铁素体亚单元构成,下贝氏体组织为片状的贝氏体铁素体上分布着点状碳化物。     

未再结晶区控轧控冷工艺对低碳高铌钢组织的影响

利用热模拟试验机研究了低碳高铌钢在不同控轧控冷参数下组织的变化规律。结果表明:随着变形温度的降低和变形量的增加,准多边形铁素体的含量增加,粒状贝氏体的含量减少,贝氏体的形貌逐渐由板条状变为粒状;当冷速低于5℃.s-1时,形成由铁素体和珠光体组成的组织,当冷速高于5℃.s-1时,组织中的贝氏体含量随之增加,晶粒明显更加细小均匀;试样的显微硬度随着冷速的增加而逐渐增大。     

粒状贝氏体组织对热锻模具钢性能的影响

本文研究了4SiMnMoV钢连续和等温转变形成的粒状贝氏体组织的性能,回火后粒状贝氏体组织的室温和高温性能。粒状贝氏体组织回火后在室温时的韧性低于回火马氏体,但高温时具有较高的韧性。随着试验温度的升高(至250℃左右)回火后的拉状贝氏体韧性接近或超过回火马氏体组织的韧性,并没有兰脆产生(或不明显)。试验温度超过550℃时,各种回火组织的韧性均急剧上升。在100℃～500℃时回火后粒状贝氏体除具有良好的韧性外,强度也稍高于回火马氏体。从而指出大型锻模予热到100℃～250℃是十分必要的。     

X70管线钢焊接热影响区的连续冷却转变组织

利用热模拟技术并结合组织分析和硬度测试,测定出X70管线钢焊接热影响区连续冷却转变曲线并研究其组织转变规律.结果表明:当冷却速率大于15℃/s时,焊接热影响区组织由板条状贝氏体、粒状贝氏体和少量铁素体组成,细小的马氏体-奥氏体组元呈弥散分布;但随着冷却速率的减小,贝氏体比例逐渐减小,铁素体比例逐渐增大,晶粒明显长大,性能恶化.在实际焊接中将热输入控制在9.3～18.6 kJ/cm(壁厚14.6 mm)可获得强韧性良好的焊接热影响区组织.     

DP590钢连续冷却过程中的相变规律

通过热膨胀试验、显微组织观察等研究了DP590钢的静态CCT曲线以及加热温度对连续冷却相变规律的影响。结果表明:随着加热温度的升高,奥氏体转变量呈多速增加的趋势;其静态CCT曲线可分为三个区域,冷速在0.5～15℃·s-1范围内获得铁素体和珠光体组织,冷速超过15℃·s-1时出现贝氏体组织,冷速较高时(约30℃·s-1)出现马氏体组织;当加热温度降低时,珠光体区右移,贝氏体转变孕育期延长,马氏体开始转变温度降低,马氏体与贝氏体相变区域分离,马氏体开始转变温度随着冷速的增加而升高;随着冷速增加,铁素体、珠光体的析出被抑制,马氏体析出动力得以增加;随着加热温度升高,相同冷却速率下的铁素体含量增多,马氏体板条变细。     

国产抗大变形管线钢的显微组织

采用光学显微镜和透射电子显微镜观察分析了抗大变形管线钢的显微组织。结果表明:抗大变形管线钢显微组织为软相和硬相的双相组织,软相主要包括多边形铁素体和准多边形铁素体,硬相主要包括粒状贝氏体、贝氏体铁素体以及马氏体;组织沿壁厚方向上分布均匀,其中多边形铁素体晶粒的发育完整,晶粒之间多为大角度晶界,贝氏体和马氏体呈长条状夹在多边形铁素体中间,板条之间的位相差一般大于15°。     

低碳Fe-Mn-B钢粒状贝氏体的组织及其强韧性

本文报导了影响低碳Fe-Mn-B系钢粒状贝氏体组织的形态与强韧性的某些规律。研究表明: 低碳Fe-Mn-B系钢在一定成份及冷速下可获得全粒状贝氏体组织。0.12%C-3%Mn-0.003%B钢粒状贝氏体中基体是位错密度较高的铁素体,其中的“小岛”由马氏体及残余奥氏体组成。不同条件的低碳Fe-Mn-B系钢粒状贝氏体中残余奥氏体量约为7～10%。随相变时冷速增大、奥氏体晶粒减小、及锰量升高与Ms点降低,粒状贝氏体中小岛的弦长减小。同时,随碳量升高及奥氏体晶粒增大,使小岛总量增加。粒状贝氏体组织的强度随小岛总量的增多而增加。韧性随小岛弦长的减小而提高,同时也随小岛总量的减少而提高。回火处理是进一步提高粒状贝氏体韧性并使钢获得强韧性良好的有效途径。