真空制坯热轧钛/钢复合板工艺及性能

钛/钢复合板的需求量日益增多，真空制坯热轧复合法（VRC）是制备高性能钛/钢复合板的有效工艺。介绍了钛/钢复合板制备工艺的国内外现状和工艺特点。依托863重点项目“钛/钢复合板研究与生产技术开发”和十三五重大课题“容器板轧制复合原理与关键技术”，利用真空制坯热轧复合法（VRC）在实验室和钢厂进行了一系列钛/钢复合板的轧制试验，对复合板的界面组织与力学性能进行了分析。实验室制备的钛/钢复合板，界面生成了明显的TiC层，未发现氧化物等杂质，断口有大量韧窝生成，复合界面平均拉剪强度达到了230MPa。钢厂试生产的钛/钢复合板，宽幅达到3500mm，界面生成连续的β- Ti层，拉剪断口未检测到氧化物，拉伸、冲击、弯曲等力学性能均满足国家标准，剪切强度均在196MPa以上，已达国内领先水平。     

感应加热温度对冷?热轧制成形钛/钢复合板界面的影响

对钛/钢组坯进行冷轧预复合成形,将钛/钢预复合板感应加热至热轧温度后单道次热轧成形制备了钛/钢复合板,研究了感应加热温度对钛/钢复合板的界面组织和界面结合性能的影响。结果表明,冷?热轧制复合法制备的钛/钢复合板的界面结合紧密,没有孔洞和间隙。钛/钢复合板由于感应加热和热轧的时间较短（<5 s）,钛/钢界面仅有少量硬化层碎块,没有金属间化合物析出。钛/钢复合板的界面Ti和Fe元素扩散层宽度随感应加热温度增大而增大,950 ℃时界面扩散层宽度达到8 μm。在感应加热温度为750 ~ 950 ℃的条件下,钛/钢复合板的界面结合良好。      

热轧钛/钢复合板显微组织和性能

为了研究轧制温度和压下率对钛/钢复合板复合强度的影响,采用真空热轧法制备了TA2/Q235B复合板,利用扫描电子显微镜、能量色散谱仪对复合板界面组织特征进行了观察。结果表明,在轧制温度为850~1 050℃时,随着温度的升高,靠近复合界面碳钢侧的铁素体区厚度增加,同时,复合界面上生成的化合物增多,使复合面的剪切强度降低。大压下率更有利于提高复合强度,在轧制温度为850和950℃、压下率为58%和轧制温度为1 050℃、压下率为70%时,复合面剪切强度均达到了国家标准中0类钛/钢复合板标准。     

钛-钢复合材料制备技术及性能研究进展

钛-钢复合材料兼具钛的耐腐蚀和钢的高强度、低成本等优点,是一种用途广泛的复合材料,在压力容器、石化和能源等领域具有非常强的竞争力。主要的钛-钢复合材料制备方法:爆炸焊接法、爆炸+轧制法和轧制法。主要介绍这3种方法,综述了国内外对这3种工艺的研究现状,概述了各种工艺对应的钛-钢复合材料的力学性能与界面结合情况。这几种方法都可能涉及到热处理,尤其是热轧法。热作用对其影响较大,因此本文借鉴较多热扩散的观点对其进行表述。综合已有的研究,发现钛-钢复合的界面脆性相问题是影响其力学性能的主要原因。如何减少和抑制界面脆性相的生成,如何提高界面力学性能,是目前钛-钢复合材料的研究重点。     

加热温度对镍中间层热轧钛钢复合板微观组织及力学性能的影响

以Ni为中间层制备钛/钢轧制复合板,借助扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪和Instron万能拉伸试验机等分析手段,研究了850～950℃加热温度对钛钢复合板力学性能和显微组织的影响。结果表明:当加热温度在850～900℃时,剪切强度随温度升高而升高;加热温度为900～950℃时,剪切强度随温度升高而降低,最高剪切强度都在900℃时获得。以Ni为中间层有效阻止了Fe和C等元素扩散到Ti侧形成金属间化合物,界面化合物种类不随温度变化,但化合物量随温度升高而增加。轧制温度为850℃时,界面上金属间化合物非常少,对应的剪切强度最低;轧制温度为900℃时,复合板界面剪切强度最优,与之相对应的界面结构是较为充分的元素扩散以及少量的金属间化合物;轧制温度为950℃时,金属间化合物层急剧变厚,TiNi_3和孔洞急剧增多,因而严重削弱了界面的剪切强度。     

钢和铝异温轧制复合机理的研究

研究异温轧制复合工艺制度对钢和铝复合板初结合强度的影响，结果表明，轧制变形程度和铝层加热温度都是影响复合板初结合强度的主要因素，利用扫描电镜观察分析复合界面形貌，并对微区成分分析证明，异温轧制复合有不同于室温固相复合的结合机制。     

轧制温度对TA1/Q345复合板性能的影响

相对于爆炸复合法和爆炸轧制复合法而言,采用真空-轧制生产钛钢复合板的方法更加适应大规模生产需要.本实验将TA1钛材置于两块Q345钢材中间组成组合坯,组合坯经抽真空至0.1 Pa后密封,在840~930℃下进行加热轧制,对轧制复合样进行力学性能检测,并利用扫描电镜、X射线衍射分析及显微硬度仪对组织与界面结合度进行分析.在该实验条件下,钛钢复合板剪切强度在159 MPa以上,达到了1类复合板标准要求,870℃轧制复合板性能较优.900和930℃轧制时,钛发生相变,同时在界面处生成了较多的金属问化合物,钛和钢的变形抗力相差过大和变形不协调导致界面附近的内应力变大,这些因素都降低了界面的剪切强度.840℃轧制后剪切强度低的原因是由于温度过低影响了界面附近元素的扩散.      

钛/钢复合板及其制备应用研究现状与发展趋势

随着钛/钢复合板的应用领域不断拓展,市场对钛/钢复合板的尺寸和性能都提出了新的要求,现有的制备方法和工艺也面临着巨大挑战。本文从原材料情况、复合板尺寸、界面特征和力学性能等方面概述了钛/钢复合板研究现状,评述了钛/钢复合板目前的主要制备方法及其优缺点,综述了表面处理方法、热轧温度、过渡层金属和热处理工艺对钛/钢复合板界面结合质量的影响,阐述了钛/钢复合板的应用现状,指出了钛/钢复合板面临的主要问题及未来的重点研究方向。      

预涂覆工艺对SHS陶瓷内衬复合管界面的影响

由弱反应体系TiO2 C Al和Ni按不同比例配合,组成预涂覆剂,对钢管内表面进行预涂覆处理,然后采用主燃烧体系CrO3 TiO2 C Al NiO制备SHS陶瓷内衬复合钢管,研究预涂覆工艺对复合管合成和陶瓷/钢界面的影响.试验发现,不同的涂覆剂对燃烧特性、陶瓷层组织结构以及陶瓷孔隙度和硬度影响不大,但对陶瓷/钢界面影响显著.当预涂覆剂配比为TiO2 C 90%(质量分数)Ni时,燃烧合成的复合管陶瓷/钢界面结合良好,形成了以含富钛碳化物的CrNi合金过渡层,过渡层中富钛碳化物呈梯度分布.与未采用预涂覆工艺制备的复合管相比,梯度分布更明显,复合管内应力分布趋于合理,提高了金属/陶瓷结合的牢固程度,表征界面结合强度的抗剪强度值达到46.2MPa.     

钛/铝复合板爆炸焊接技术研究进展

通过爆炸焊接技术制备的钛/铝复合板可兼具钛合金耐腐蚀性和铝合金低成本的优点。对钛/铝复合板爆炸焊接技术的研究进展进行介绍,论述了炸药种类、质量比R、基覆板间距及爆炸焊接窗口等主要工艺参数对钛/铝复合板组织和性能的影响;分析了影响钛/铝复合板结合界面的主要因素——金属间化合物种类、扩散层和界面波形;对钛/铝复合板硬度、抗剪切强度、抗拉强度及拉伸断口的研究进行了汇总分析。最后,指出了钛/铝复合板爆炸焊接工艺研究的重点发展方向。     

高强度帘线钢中氮化钛夹杂的固溶行为分析

为了提高帘线钢盘条的质量,实现轧制过程高强度帘线钢中大颗粒氮化钛夹杂的有效控制,通过试验钢中氮化钛夹杂的固溶试验研究,探讨了高强度帘线钢在加热过程中氮化钛夹杂的固溶行为和影响机制。结果表明,氮化钛夹杂在加热升温阶段存在较为明显的固溶行为,且固溶效果与加热温度和保温时间密切相关。通过适当提高轧钢加热炉温度和延长保温时间以及随后的快速冷却,可以对高强度帘线钢中大颗粒氮化钛夹杂的尺寸和数量进行有效控制。     

包覆浇铸高硼不锈钢复合板的变形协调性

包覆浇铸后的复合铸坯虽然已具有冶金结合,但热轧过程中,道次变形量若确定不合理将在界面处产生附加应力,附加应力值的大小将影响热轧后复合板的界面结合情况。应用ABAQUS有限元软件对包覆浇铸304不锈钢/高硼不锈钢/304不锈钢复合铸坯的热轧过程进行了有限元模拟,有限元模拟结果显示,当道次变形量大于17%时,覆层及芯层变形协调性变差,复合板界面将遭到破坏。实际热轧试验验证了有限元模拟结果的正确性,为包覆浇铸复合铸坯的热轧提供了有利的工艺参数。     

低合金特厚钢板轧制复合试验

为满足低合金钢板大单重、特厚规格的市场需求,依托轧制复合工艺开展采用复合连铸板坯生产特厚钢板的试验研究,通过对连铸板坯进行复合组坯及轧制获得特厚钢板。综合试验和分析结果表明,采用轧制复合工艺生产的特厚钢板结合界面复合良好,结合界面区域晶粒发生了充分的再结晶,实现了原子层级的冶金结合;z向(厚度方向)拉伸性能满足 Z35 要求,局部断面收缩率因结合界面微区存在的带状分布氧化物而偏低。     

980 MPa级冷轧超高强度双相钢边裂原因分析与工艺优化

汽车用超高强度双相钢CR550/980DP冷轧边裂问题,严重影响热轧/冷轧工序界面生产顺行,易造成冷轧机架间及连退炉内断带事故,成为超高强度双相钢生产的难题。基于高温热塑性曲线和热轧动态CCT曲线,采用对显微组织、力学性能、裂纹扩展分析等手段明确冷轧边裂产生原因。试验结果分别指出,精轧阶段带钢横向温度分布不均匀、边部温降大,导致在第Ⅲ脆性区轧制;同时,受Nb作用再结晶温度提高,边部低温区为未再结晶区轧制;当应变量超过塑性极限、轧制力超过边部热强度时,形成热轧卷边裂。边部形成细小弥散的铁素体(F)和马氏体(M)两相组织,不协调应变将导致F/M相界面产生应力集中而形成裂纹;裂纹以微孔聚集方式进行扩展,形成热轧卷无边裂-冷轧边裂现象。通过投用边部加热器和优化初轧定宽量、精轧入口温度、精轧机架间冷却水、终轧温度、卷取温度等措施,实现热轧卷边部质量改善、解决边裂问题。     

Interfacial Microstructure of Al-Sn-Pb Alloy/Steel During Liquid-Solid Bonding Rolling

Studies were conducted on the interfacial microstructure of a steel/liquid aluminium and its evolution during the bonding rolling process. The effects of wetting time and deformation on the diffusion layer and on the bonding strength were examined. By means of electron microscopy and electron probe analysis, it was found that the diffusion layer is mainly composed of FeAI3. For a steel temperature of 250℃ and an aluminium temperature of 850 ~C, the diffusion layer was formed within 3 s, and the shear strength of the samples increased after 8 to 14 s. Although the interface was not damaged, it was deformed notably. For an aluminium temperature of 750℃ and a wetting time of 11 to 17 s, the shear strength of the interface remained high, but the interface was obviously broken during rolling, leading to reduced bonding strength.     

金属粉末作中间材热轧制备不锈钢复合板

针对真空热轧制备不锈钢复合板工艺复杂和碳元素在复合界面扩散易形成碳化物影响结合强度的问题,进行了在低碳钢和不锈钢之间加入金属粉末的不锈钢/低碳钢非真空热轧试验研究。结果表明,金属粉末作为中间层时,不锈钢和低碳钢容易达到良好的冶金结合,还可以阻碍碳元素向复合界面处扩散,减少了碳铬化合物形成,有利于界面结合强度的提高。     

Study on the interface of direct hot rolling titanium-clad steel plates

In this study,the interface characteristics of a direct hot rolling titanium-clad steel plate were analyzed,and the mechanism of interface cracking was explored.The detrimental effect from the formation of TiFe,TiC,and a Si-enriched layer on the bonding strength was clarified,and an industrial-scaled titanium-clad steel plate with shear strength over 200 MPa was produced with a carefully set schedule accordingly.It was found that hot rolling titanium-clad steel plates had a flat interface without obvious cracks.In the rolling process,both Ti and Fe atoms interdiffused,but Fe diffused much faster than Ti.The Fe-diffused area consisted of three regions.After a high temperature heat treatment,the diffusion depth of Fe and Ti elements increased significantly and evident Si segregation and TiFe layers were identified.Thermal cracking initiated in the Si segregation layer and then propagated along the TiFe layer and Fe-diffused layer on the titanium side.