利用热重分析仪、扫描电镜和电子探针研究了含As或者Cu+As的C-Mn钢的高温氧化特性.1050℃氧化初期约500 s内,As钢和Cu-As钢为线性氧化阶段,随后转为抛物线氧化,两种钢的抛物线氧化速率均高于C-Mn钢.因氧化层分离,1150℃氧化增重小于1050℃氧化增重.钢中Cu和As的存在促进了固相Fe2SiO4层的生长.由于As在氧化层/基体界面的富集,1050℃氧化时,As钢中存在明显的条带状内部氧化粒子层;C-Mn钢中加入Cu和As后,其氧化层/基体界面变得崎岖不平,内部氧化粒子的数量随着氧化时间及氧化温度的增加而增加.1050℃氧化时氧化层/基体界面处Cu和As的富集程度高于1150℃氧化

在实验室模拟了含铌与无铌TRIP钢的连续退火工艺过程,通过金相显微技术(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、背散射电子衍射技术(EBSD)、X射线衍射(XRD)和拉伸实验等检测手段研究了TRIP钢的组织性能,分析了TRIP钢中残余奥氏体稳定性的影响因素及强化机理.结果表明:在连续退火工艺条件下,Nb的存在细化了TRIP钢的微观组织,与未添加Nb的钢相比,添加Nb可以提高TRIP钢中残余奥氏体含量和残余奥氏体碳含量.含铌TRIP钢中残余奥氏体主要以团块状或薄膜状分布于铁素体与贝氏体晶界,极少部分以细小球状分布于铁素体晶内.含铌TRIP钢热轧后的主要析出物为Fe3C和(Nb,Ti)(C,N),退火后的主要析出物为(Nb,Ti)(C,N).细小含铌析出物的析出强化导致了随着退火温度的升高,屈服强度和抗拉强度升高

采用热膨胀仪测定Al质量分数分别为0.77%和1.43%以及无Al的热挤压模具钢SDAH13的连续冷却转变曲线，并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析Al元素对SDAH13钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响.结果表明：Al元素显著提高SDAH13钢的Ac1、Ac3和Ms点，降低淬火残留奥氏体含量，同时扩大铁素体及奥氏体两相区.在1060℃奥氏体化温度下，Al元素对SDAH13钢贝氏体相变的临界冷速（0.30℃·s-1）无明显影响，但使贝氏体相区变宽，Al质量分数分别为0.77%和1.43%的SDAH13钢的珠光体相变的临界冷速（0.05℃·s-1和0.3℃·s-1）均高于无Al的SDAH13钢的临界冷速（0.02℃·s-1），且Al质量分数为1.43%的SDAH13钢在0.02—0.08℃·s-1冷速下出现先共析铁素体组织.Al的加入还使SDAH13钢淬火硬度有所降低

针对RH工艺生产轴承钢,通过现场试验研究了RH真空处理时间对钢中全氧和显微夹杂物的影响.试验结果表明,延长RH真空时间可以进一步降低钢中全氧和显微夹杂物的数量,RH脱氧主要是通过显微夹杂物的去除,全氧与显微夹杂物随时间的变化关系基本一致;真空处理25min可使钢液中全氧和显微夹杂降低约60%,比14min时多降低约13%,并得出邢钢轴承钢生产条件下,RH精炼过程钢液的表观脱氧速度系数为-0.036min-1;工艺优化后147炉轴承钢产品的平均全氧为6.7×10-6

利用Gleeble热模拟试验机进行单轴压缩试验,研究了C-Mn-Si TRIP钢和C-Mn-Al-Si TRIP钢过冷奥氏体形变过程的组织演变,分析了合金元素和工艺参数对过冷奥氏体动态相变的影响.与等温相变相比,C-Mn-Si钢和C-MnAl-Si钢动态相变动力学明显加快.与C-Mn-Si钢相比,用质量分数约1%的Al替代Si后,C-Mn-Al-Si钢的A3温度明显提高,在相同变形工艺条件下C-Mn-Al-Si钢过冷奥氏体动态相变较易发生,而C-Mn-Si钢动态相变得到的铁素体晶粒比较细小.减小动态相变前奥氏体晶粒尺寸,有利于过冷奥氏体动态相变的进行.提高过冷奥氏体形变时的变形温度或应变速率均对动态相变产生一定的阻碍作用,但影响不显著

介绍了HSLC钢的力学性能、成分和纯洁度控制,讨论了HSLC钢的强化机理.结果表明,在σ8 ≤ 450MPa条件下,珠钢电炉-CSP工艺生产的HSLC钢的力学性能与国外同类钢相当.提出了HSLC钢的成分控制要点,开发了电炉终点碳控制和低氧控制技术,发现了低碳钢中存在纳米硫化物、氧化纳、氮化物和碳化物.与HSLA钢类似,HSLC钢亦具有沉淀强化机制,纳米铁碳化物应是主要沉淀强化相

根据本课题组在国内多家钢厂高级别管线钢方面的系统取样研究和工艺调研,综合分析了管线钢中硫、磷、氮、氧、氢、夹杂物、窄成分冶炼以及铸坯质量控制的关键技术.管线钢生产中铁水预处理、转炉冶炼、精炼、连铸等炼钢过程的系统优化,以及结合高级别管线钢各元素控制的特点和要求的针对性技术系统集成是管线钢杂质元素和夹杂物控制的两个重要方面;采用新的夹杂物改性标准对高级别管线钢钙处理进行控制和加强非稳态浇铸期连铸工艺技术的改进是控制夹杂对管线钢性能危害的关键;连铸工序的工艺优化和完善的设备管理,以及精炼工艺的配合实现无缺陷铸坯生产是高级别管线钢质量稳定的重要保障

研究了Al质量分数为0.77%及不含Al的H11钢在不同淬回火处理工艺下的硬度和冲击功的变化规律，并对两种钢原始退火态、1060℃淬火、1060℃淬火+510℃回火、1060℃淬火+560℃回火和1060℃淬火+600℃回火处理后的试样进行碳化物萃取，同时借助扫描电子显微镜（SEM）和X射线衍射仪（XRD）分析了Al对H11钢中碳化物形态及类型的影响.结果表明：（1）Al能提高H11钢的冲击韧性和回火硬度，但会使淬火硬度有所降低.（2）Al可以促进H11钢淬火过程中碳化物的溶解和元素的均匀分布.（3）Al会阻碍H11钢回火过程中碳化物的析出和聚集，这种作用在560℃以下回火时更加显著.（4）Al可以使H11钢回火时的（Fe，Cr）2C、MoC、Cr7C3类碳化物更加稳定，抑制（Fe，Cr）3C、Mo2C和Cr23C6类碳化物的析出，这是因为Al可以阻碍H11钢中碳及合金元素在回火过程中的聚集

钢中夹杂物的去除一直是洁净钢研究的热点，对于提高钢材质量、保障产品性能具有重要意义.钢液中夹杂物主要通过上浮至顶渣被吸收而去除，这个过程可细分为夹杂物在钢液中长大上浮、在钢−渣界面穿越分离、在熔渣中被吸附溶解3个步骤.钢−渣两相的物性差异及界面特性导致不符合条件的夹杂物无法穿过界面与钢液分离，这使得该步骤成为夹杂物去除的决定性环节，且由于钢−渣两相周围快速的物性过渡、并行的物理化学现象以及高温、不透明等特性影响，使该步骤研究难度增大

§1概述 §2钢在加热时的转变 §3钢在冷却时的转变 §4钢的退火与正火 §5钢的淬火 §6钢的回火 §7钢的形变热处理 §8钢的表面淬火 §9钢的化学热处理 §10热处理对零件结构的要求