低成本600 MPa级热冲压桥壳用钢的开发

通过低碳当量和Nb、V复合微合金化成分体系设计,采用高洁净钢冶炼工艺、高品质铸坯生产技术和控轧控冷工艺,成功以短流程开发出12～16 mm厚度600 MPa级桥壳钢。其微观组织为铁素体+珠光体,晶粒度达到12.0～13.0级,带状组织为1.5级,满足了钢板加工成型性、焊接性能等工艺要求。     

1 800 MPa级微合金化热冲压钢的弯曲性能

通过力学性能3点弯曲试验和微观分析,研究了不同奥氏体化温度对1 800 MPa级微合金化热冲压钢弯曲性能的影响。结果表明,当奥氏体化温度为830～890 ℃时,试验钢的弯曲角度大于55°;当奥氏体化温度达到920 ℃时,试验钢的能量吸收能力和最大承载力明显降低。由于KAM升高引起的抗拉强度升高与由奥氏体晶粒尺寸增大和板条马氏体粗化引起的抗拉强度弱化相互作用,最终导致在不同奥氏体化温度和测试方向下试验钢的力学性能没有明显变化。     

浅析V-N微合金化400 MPaⅢ级钢筋

使用V-N微合金化冶炼400MPaⅢ级钢筋,无论是对钢筋性能的提高,还是从节约制造成本方面都有着较为积极的意义,V-N微合金化技术有着较为广阔的前景。     

600 MPa级Nb-Ti微合金高强度钢的开发

开发的Nb-Ti微合金高强钢(/%:0.04C、0.34Si、1.40Mn、0.010P、0.004S、0.098Nb、0.020Ti、0.045Al、0.002 5N)由真空感应炉冶炼、50 kg钢锭40 mm锻造板坯经试验室单架轧机于1 200℃7道次轧制成10mm板,末道次压缩比≥15%,终轧温度880℃,喷水冷却至600℃,置于热处理炉600℃30 min,炉冷至室温,分别模拟层流冷却和卷取工艺。该钢经Gleeble 3500热模拟机试验得出,高温低塑性区为650～800℃和≥1 300℃。力学性能试验结果为下屈服强度R_el625～640 MPa,抗拉强度R_m705～710 MPa,伸长率18.0%～19.5%。所开发的钢具有碳当量低,焊接性能好,成本低等特点。     

500 MPa汽车用Ti-Nb微合金高强度结构钢的优化和开发

Ti-Nb微合金高强度钢板的生产流程为206 t顶底复吹转炉-LF-RH-230 mm铸坯-连轧成3~7mm板工艺。将原0.045Nb-0.015Ti微合金化钢优化成0.070Ti-0.015Nb微合金化钢后,其焊接性能和低温冲击性能优良,并具有良好的综合力学性能。使用结果表明,0.070Ti-0.015Nb微合金化钢与0.045Nb-0.015Ti微合金钢相同,满足加工和服役要求,但成本有明显降低。     

500 MPa级Nb Ti微合金化方矩形管用钢的强化机制

采用光学显微镜和透射电子显微镜等对500 MPa级Nb Ti微合金化方矩形管用钢的组织与性能进行了分析,研究了其强化机制。结果表明,终轧温度和卷取温度对试验钢的组织和力学性能有显著影响,在研究的温度范围内,终轧温度和卷取温度的降低均有利于获得更加细小的铁素体晶粒与细小弥散的第二相析出物;当卷取温度不变时,随着终轧温度的下降,屈服强度、抗拉强度和断后伸长率均升高;当终轧温度不变时,随着卷取温度的逐渐下降,屈服强度和抗拉强度呈现出先上升后下降的规律,而断后伸长率呈现出单调上升的规律;试验钢在终轧温度为840 ℃和卷取温度为570 ℃时可获得最优的综合力学性能,其屈服强度和抗拉强度分别为537和578 MPa,断后伸长率为33.5%;细晶强化是试验钢最主要的强化机制,由晶粒细化引起的强度增量占总强度的49%～51%,由固溶强化引起的强度增量次之,占总强度的23%～27%,由析出强化引起的强度增量较小,仅占总强度的3.8%～8.2%。     

500MPa级冷成型汽车用钢的研发

介绍了安钢低成本、高性能的500 MPa级冷成型用钢的研发情况,详述其成分体系的设计原理,冶炼、轧钢过程的控制,研发结果表明,该产品成本低,力学性能、均满足用户使用要求。     

60kg级冲压桥壳钢600QK的生产实践和应用

根据汽车桥壳用钢使用特点进行了成分和工艺设计,采用复合微合金化技术在中厚板生产线上生产出60 kg级冲压桥壳专用钢600QK,其力学性能、焊接和冲压性能均满足冲压桥壳的使用要求。疲劳台架试验表明,疲劳寿命均在100万次以上,满足了冲压桥壳轻量化和高疲劳寿命的要求。     

780MPa级重载汽车用大梁钢的工业试制

以低碳复合添加微合金元素铌和钛为成分设计思路,综合运用细晶强化、相变强化和析出强化三种强化机制,在国内某厂1750mm半连续热连轧机组进行了780MPa级大梁钢的工业试制.结果表明,终轧温度需控制在780～860℃,卷取温度需控制在450～550℃.大梁钢的显微组织为贝氏体和少量的细晶铁素体,并获得了大量弥散的尺度为1...     

550MPa级低合金高强钢的试制

文章详细阐述了550 MPa级低合金高强钢的关键试制方案,包括化学成分、热轧工艺、冷轧工艺、退火工艺。研究了合金元素、生产工艺对产品组织及性能的影响。试制结果表明,550 MPa级低合金高强钢微观组织主要由铁素体与弥散分布的TiC析出相组成,其主要强化机制为细晶强化与析出强化。试制钢带屈服强度为556～581 MPa,抗拉强度为622～653 MPa,延伸率为14.0%～16.5%,满足相关标准及产品应用要求。     

500 MPa级高延性方管用钢的开发及加工硬化行为

 为了开发满足二次加工性能要求的500 MPa级高延性方管用钢,采用OM、SEM和TEM等对500 MPa级高延性方管用钢制管前后的组织与性能进行分析,研究了其强化机制与加工硬化机理。结果表明,两种试验钢的组织均由铁素体和少量珠光体组成,低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢铁素体晶粒与珠光体球团尺寸更加细小,第二相析出物尺寸稍大,位错密度相似。两种试验钢制管前力学性能相似,低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢屈强比较高;制管后低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢加工硬化程度显著,屈服强度、抗拉强度分别增加了45与26 MPa,伸长率降低6.0%,高C-高Mn-Nb微合金化试验钢屈服强度、抗拉强度分别增加了22与10 MPa,伸长率降低4.0%。固溶强化与细晶强化是两种试验钢最主要的强化机制,由晶粒细化引起的强度增量占总强度的52.9%~61.8%,由固溶强化引起的强度增量占总强度的17.2%~25.3%;析出强化与位错强化对强度的贡献较小。制管后低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢位错强化增加显著,达到了82 MPa,明显高于高C-高Mn-Nb微合金化试验钢位错强化的贡献(65 MPa);对于制管用途而言,高C-高Mn-Nb微合金化试验钢制管后综合力学性能更加优异。     

700 MPa 级高强度大梁钢冲压开裂原因与控制措施

采用 OM 和 SEM 对 700 MPa 级高强度大梁钢冲压开裂原因进行了分析。结果表明,在高强度大梁钢冲压过程中出现的纵梁穿线孔裂纹主要为连冲工艺不当导致;纵梁端部折弯角部裂纹主要是由于原板坯存在内裂纹和大尺寸 TiN 夹杂物,在冲压过程中外表面受到拉应力产生裂纹,裂纹沿横纵向扩展导致。通过将钛质量分数由 0.10% 降至 0.07%,将氮质量分数控制在不大于 0.004% 的范围内,降低大尺寸TiN析出量。化学成分调整后,力学性能满足供货技术条件要求,对钢板进行冲压验证,端部完好,未见折弯裂纹存在,彻底解决了该缺陷。     

700 MPa级高强度低合金热轧铁素体钢带强化机制

700 MPa级高强度低合金热轧铁素体钢带作为一类新型的低成本结构材料,在泵车、起重机等工程机械行业得到广泛应用。为了明确这类钢种的强化机制,选取典型热轧带钢TS700MC作为试验材料,采用拉伸试验、夏比冲击试验测定其强度和韧性,用OM、SEM、TEM表征其微观组织。结果表明,TS700MC的屈服强度和抗拉强度为715和825 MPa,伸长率为18.5%,－40℃的夏比冲击值为104 J,且韧脆转变温度不大于－40℃。微观组织接近于全铁素体,晶粒平均尺寸约为3.4μm,且含有高密度的位错。大量纳米级的(Ti,Nb,Mo)(C,N)粒子沿位错和晶内析出。高强度是固溶强化(约16%),细晶强化(约38%),析出强化和位错强化(约46%)等多种强化机制综合作用的结果。     

500MPa高强度热轧型钢的生产实践

为了满足高端工业车辆对高强度型材的需求,莱钢通过采用钒氮微合金化成分设计及再结晶控制轧制工艺,开发出500 MPa高强度热轧型钢。对此产品进行了拉伸、冲击性能、布氏硬度及金相检验,其力学性能良好,屈服强度Re L达到556 MPa,金相组织为铁素体加珠光体,完全满足工业车辆用热轧型钢的要求。     

Development of 600MPa grade Nb- Ti microalloyed high formability crossbeam steel

The 600MPa grade crossbeam steel with the composition of low Mn, low Si and Nb- Ti microalloyed was designed, and the microstructures and precipitates were analyzed by OM and TEM. The results show that the mechanical properties can meet the technical requirements under finishing temperature of 860?? or 830??, and the mechanical properties of coil show good stability with small fluctuation. The microstructures are mainly composed of ferrite and a small amount of pearlite. With the decrease of finishing temperature, the ferrite grains are obviously refined, and the amounts of second phase particles of size 3-60nm are increased, which increase the effect of fine grain strengthening and precipitation strengthening. The 600MPa grade Nb- Ti microalloyed highly formable crossbeam steel shows the best mechanical properties when the finish rolling temperature and coiling temperature are 830 and 600?? respectively. Meanwhile, the yield strength, tensile strength and elongation are respectively 536MPa, 612MPa and 30. 5% and the impact energy values under the temperature range of room temperature to -60?? are above 125J.     

900 MPa级析出强化钢高温变形行为

 针对900 MPa级析出强化型热轧高强钢,利用Gleeble-3800热模拟试验机研究其在变形温度为950～1 150 ℃、变形速率为0.1～10 s-1条件下的压缩变形行为。根据应力-应变曲线图获得峰值应力,并用双曲正弦方程描述热压缩变形过程中的试验钢峰值应力与Zener-Hollomon参数的关系。回归分析得到方程中变形激活能及其他材料变形参数,并对试验在高温条件下的流变应力本构方程并对其进行了验证。结果表明,采用该本构方程计算出的流变应力值与试验所得应力值非常接近,为估算成形时所需的最大载荷及设备选取提供参考。     

钛强化对700MPa高强耐候钢性能的影响及改进

针对10和14mm厚规格700MPa级高强度耐候钢屈服强度和抗拉强度偏低的情况,利用金相显微镜和扫描电镜进行了组织观察,调查了炼钢和热轧工艺过程控制情况,研究了碳化钛的固溶和析出强化对力学性能的影响。结果表明,加热制度执行不够导致碳化钛未完全固溶,冷却温度控制偏高导致钛析出物粗化是造成性能不合的主要原因。通过成分优化及工艺制度调整,实现了碳化钛的充分固溶,提高了钛析出强化效果,解决了力学性能不合的问题。     

正火过程中V--N微合金化钢的第二相行为

采用物理化学相分析、高分辨透射电镜等手段研究V-N微合金化钢在正火过程中第二相行为,并进行相应的理论计算,讨论该行为对材料性能产生的影响.正火加热保温过程中,V-N钢有约32.9%的V(C,N)未溶解,阻止奥氏体晶粒长大.在正火冷却过程中,未溶解的V(C,N)诱导晶内铁素体形核,细化铁素体晶粒,而溶解的V(C,N)重新析出,起到析出强化作用.V(C,N)析出相行为的变化导致材料力学性能的改变.与热轧态V-N钢相比,正火态V-N钢细晶强化贡献值增加31 MPa,而析出强化贡献值减少45 MPa.