为了探索合金元素在TRIP钢相变过程中的重要作用,利用金相、显微硬度等方法研究了四种不同合金成分C-Mn-Al-PTRIP钢的CCT图.结果表明:Al元素强烈地缩小奥氏体相区,提高Ac3与Ms;Al元素促使CCT图左移和上移.P元素能够阻碍碳化物生成,当钢中P质量分数达到0.14%时,能显著地将CCT图中的珠光体区与贝氏体区右移;P元素对铁素体相变和马氏体相变没有显著的影响.结果还显示出随着冷却速率的增加,材料的显微硬度随之增加.对于每一种成分,超过其临界冷却速率时,将得到完全的马氏体组织

作为IF钢成分设计的基本思想是将钢中间隙固溶的C,N原子完全清除.但通过热力学分析和对析出物的TEM分析表明,由于碳硫析出物的存在,S在固定C原子方面起到了积极的作用.据此,保持钢中适度的S/C比,可充分发挥S的作用,以形成有利的固定C的产物

为了探索高品质低成本车轮钢生产工艺,比较了两种二冷区冷却方式(气雾冷却和全水冷却)对车轮钢铸坯表面温度、凝固组织与宏观偏析的影响.结果表明:两种冷却方式下的二冷区矫直段铸坯表面温度均高于950℃,处于高温塑性区,可避免产生矫直裂纹;两种冷却方式均得到了均匀对称的凝固组织;虽然气雾冷却可略微增加等轴晶比例和降低铸坯中心偏析,但是使铸坯枝晶间距变得较为粗大,并且加重了1/2半径附近处的偏析,对随后的加工和成品的质量更为不利.综合考虑实验结果和生产成本,认为全水冷却方式更适合高品质车轮钢的生产

研究了非调质钢40MnVS钢在控轧条件下的金相组织与力学性能,分析了工艺参数对金相组织和力学性能的影响。试验结果表明:增大轧后冷却速度(从0.1→11℃/s),显著提高钢的强度,而韧性、塑性基本保持不变,这与组织中出现细小铁素体晶粒有关。终轧温度的变化(850～1050℃)对强度、塑性影响不大。随终轧温度的升高韧性较大幅度地下降,当轧后冷速<1℃/s时更为突出,这与铁素体晶粒粗化相对应。室温冲击韧性受铁素体含量和晶粒尺寸控制

高级别船板钢由于具有较高的强度和低温冲击韧性,要求冶炼的钢水有较高的纯净度,同时控制夹杂物的形态.本文采用优化的工艺对国内某厂的高级船板钢的纯净度和夹杂物的行为进行了试验研究.试验结果表明,该工艺生产的钢水具有较高的纯净度,充分钙处理的铸坯上主要是小于10μm的CaO-CaS-Al2O3成分的球形夹杂物.采用合理的工艺措施,BOF-LF/VD-CC流程可以生产出低氧、低硫、高纯净度的钢水,满足高级船板钢的要求

用显微径迹照像法研究了870℃端淬时钢中硼的分布和氮的固定情况,并用Cβ参量表示钢中氮被固定的程度。结果表明,Cβ值越大,淬透性越好,核参量很好地控制高氮18CrMnB钢的淬透性。Cβ=14.5-27.5,可保证试验钢种有高而稳定的淬透性

研究了反向凝固钢带母带与凝固层之间的焊合,分析了反向凝固钢带的组成,焊合的条件及影响焊合的因素。结果表明:母带与凝固层可以实现良好的焊合,焊合的条件是母带表面产生部分熔化;钢难过热度对焊合有一定影响

用抛光的恒位移试样对不同钢种、不同强度的高强钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察。结果表明:超高强钢(σb ≥ 160公斤/毫米2的30CrMnSiNi2A,ZG-18铸钢)应力腐蚀时,裂纹前端塑性区逐渐扩大,闭合后形成不连续裂纹,以后随塑性区中变形量增大主裂纹扩展並与新裂纹相连。当强度降低时,(σb ≤ 138公斤/毫米2的30CrMnSiNi2A,40CrNiMoA,30CrMnSiA)塑性区随时间增大,但不闭合,随其变形量增大,原裂纹沿弹塑性边界向前扩展。强度更低(σb同样试样在电解充氢条件或干氢条件下,加载裂纹前端同样能产生滞后塑性变形,而且裂纹产生和扩展的情况完全和水介质中类似。由此可知,裂纹前端滞后塑性变形是由氢引起的。高强钢或超高强钢在水介质中应力腐蚀的机构如下:阴极放氢,它进入裂纹前端引起滞后塑性变形,从而导致裂纹的产生和扩展

研究了3种不同含Ti量(0.04%-0.16%Ti)钢奥氏体晶粒粗化温度及热轧后奥体再结晶的行为。在950-1200℃加热,含0.04%Ti钢奥氏体晶粒最小,其晶粒开始粗化温度在1 150℃以上。得出含Ti钢开始再结晶的临界形变率(εc)与原始奥氏体晶粒直径(D0)、轧制温度(T)间定量关系

本文研究了三种碳-锰、碳-锰-铌钢控制轧制中铁素体晶粒细化的规律。大量试验证明,热轧后钢中铁体晶素粒尺寸(dF)主要受形变量(ε)、形变温度(TD)、原始奥氏体晶粒尺寸(dA)及冷却速度、钢中成分的影响。在单道次轧制中这三种钢的铁素体晶粒尺寸与各参数的综合定量关系皆可用下式表达:${{\\rm{d}}_{\\rm{F}}}=\\frac{{55{\\rm{th}}\\frac{{{{\\rm{d}}_{\\rm{A}}}-90}}{{25}} + {\\rm{a}}}}{{\\rm{\\varepsilon }}} + {\\rm{b}}{T_{\\rm{D}}}-750{^{\\frac{1}{2}}} + {\\rm{c}}{{\\rm{d}}_{\\rm{A}}}$将式中的dA改为\等效奥氏体晶粒尺寸\,此式就可应用于多道次轧制,予测多道次轧制后的铁素体晶粒尺寸