二冷轧罩式退火无间隙原子高强钢的析出行为及织构

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(完整word版)连续退火与罩式退火工艺比较_F

邯钢附企公司冷轧工程连续退火与罩式退火工艺比较10:29 AM目录1.概述 (1)2.两种工艺的比较 (2)2．1罩式退火工艺 (2)2．2 连续退火工艺 (4)2．3 两种退火工艺比较 (4)2．4 连续退火工艺的优势 (5)2．5实例 (6)3.生产成本比较 (8)4。

工程投资比较 (9)5.工程退火工艺选择建议 (9)1.概述带钢经过冷轧机大压下率冷轧，晶粒组织被延伸和硬化,不能进行进一步的加工成形，因此必须进行再结晶退火，控制晶粒的成长形成适当的组织，恢复材料塑性,这就是退火的目的。

低碳钢的退火通常是在还原性气氛中加热到A1点温度附近，并在该温度下保温一段时间后冷却，这种退火称为光亮退火。

根据退火炉的形式和操作方法可分为罩式退火工艺和连续退火工艺。

罩式退火工艺(也称为分批退火）是指对冷轧后的钢卷按工序顺序分别在脱脂机组（若需要）、罩式退火炉、平整机组、重卷机组进行相应处理，以整卷分批次退火生产冷轧商品卷的工艺。

在罩式退火工序,钢卷除装炉和卸炉外，以紧卷方式在炉内按一定卷数堆垛、静止放置,随炉温升降而加热和冷却。

罩式退火时钢卷有充分的加热和均热时间，使晶粒生长和取向结晶增加，通过缓慢的冷却过程使均热时多余的固溶碳和氮充分析出,得到良好的材质.紧卷的缺点在于热量传到钢卷内部缓慢,生产率低；由于钢卷多层叠压,造成各层钢卷间和同一钢卷内有温度差,这样钢卷沿长度方向机械性能不均；同时冷却时，紧卷收缩易造成带钢粘连。

连续退火工艺是将清洗、退火、平整、拉矫和分卷等工序集成在一条连续生产线上，将带钢进行连续展开退火生产冷轧商品卷的工艺。

具有生产周期短、布置紧凑、便于生产管理、劳动生产率高以及产品质量优良等优点。

因为连续生产,退火周期非常短，仅5分钟左右。

用连续退火时其特有的快速加热和冷却可得到较硬的材质，早期的连续退火机组大都用于硬质镀锡原板生产，不作为软钢板的退火。

近些年来通过钢的成分调整和热轧高温卷取使再结晶晶粒变大，经短时间过时效处理固溶碳完全析出,可以用连续退火生产有深冲性的冷轧钢板。

取向硅钢新生产工艺的发展

第４６卷第６期２０２０年１２月包　钢　科　技ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｏｆＢａｏｔｏｕＳｔｅｅｌＶｏｌ．４６，Ｎｏ．６Ｄｅｃｅｍｂｅｒ，２０２０取向硅钢新生产工艺的发展霍慧贤，李艳霞，孙振东，刘鹏程，黄　斌（包头市威丰稀土电磁材料股份有限公司，内蒙古包头　０１４０１０）摘　要：文章总结归纳了近年来工业上取向硅钢新的生产工艺，着重介绍了薄板坯连铸连轧工艺、细化磁畴、异步轧制生产取向硅钢、提高Ｓｉ含量、隧道式连续罩式高温退火取代单体罩式退火、减薄厚度、双取向硅钢７种取向硅钢生产新工艺。

这些新的生产工艺对于提高取向硅钢的磁感应强度、降低铁损、降低矫顽力等磁特性，而且在高效、节能、降低成本方面取得了良好的效果。

关键词：取向硅钢；薄板坯连铸连轧；异步轧制；隧道式连续罩式高温退火中图分类号：ＴＧ１４２１文献标识码：Ｂ文章编号：１００９－５４３８（２０２０）０６－００３０－０３ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆＮｅｗＰｒｏｄｕｃｔｉｏｎＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｆｏｒＯｒｉｅｎｔｅｄＳｉｌｉｃｏｎＳｔｅｅｌＨｕｏＨｕｉ－ｘｉａｎ，ＬｉＹａｎ－ｘｉａ，ＳｕｎＺｈｅｎ－ｄｏｎｇ，ＬｉｕＰｅｎｇ－ｃｈｅｎｇ，ＨｕａｎｇＢｉｎ（ＢａｏｔｏｕＷｅｉＦｅｎｇＲａｒｅＥａｒｔｈＥｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌＣｏ．，Ｌｔｄ．，Ｂａｏｔｏｕ０１４０１０，ＩｎｎｅｒＭｏｎｇｏｌｉａＡｕｔｏｎｏｍｏｕｓＲｅｇｉｏｎ，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，ｔｈｅｎｅｗｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓｆｏｒｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｉｎｉｎｄｕｓｔｒｙｉｎｒｅｃｅｎｔｙｅａｒｓａｒｅｓｕｍｍａｒｉｚｅｄ，ｓｅｖｅｎｏｆｔｈｅｍｉｎｃｌｕｄｉｎｇｔｈｉｎｓｌａｂｃａｓｔｉｎｇａｎｄｒｏｌｌｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ｒｅｆｉｎｉｎｇｍａｇｎｅｔｉｃｄｏｍａｉｎ，ａｓｙｎｃｈｒｏｎｏｕｓｒｏｌｌｉｎｇ，ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｃｏｎｔｅｎｔｏｆＳｉ，ｒｅｐｌａｃｉｎｇｍｏｎｏｍｅｒｃｏｖｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇｗｉｔｈｔｕｎｎｅｌｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｏｖｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇ，ｔｈｉｎｎｉｎｇｔｈｉｃｋｎｅｓｓａｎｄｄｏｕｂｌｅｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌａｒｅｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ．Ｗｉｔｈｔｈｅｓｅｎｅｗｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓ，ｔｈｅｍａｇｎｅｔｉｃｉｎｄｕｃｔｉｏｎｉｎｔｅｎｓｉｔｙｃａｎｂｅｉｍｐｒｏｖｅｄ，ｉｒｏｎｌｏｓｓａｎｄｓｕｃｈｍａｇｎｅｔｉｃｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃａｓｃｏｅｒｃｉｖｉｔｙｃａｎｂｅｒｅｄｕｃｅｄａｓｗｅｌｌａｓｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｈｉｇｈｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ，ｅｎｅｒｇｙｃｏｎｓｅｒｖａｔｉｏｎａｎｄｃｏｓｔｒｅｄｕｃｔｉｏｎａｒｅｇｏｏｄ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ；ｔｈｉｎｓｌａｂｃａｓｔｉｎｇａｎｄｒｏｌｌｉｎｇ；ａｓｙｎｃｈｒｏｎｏｕｓｒｏｌｌｉｎｇ；ｔｕｎｎｅｌｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｏｖｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇ硅钢被誉为钢铁产品中的“工艺品”，主要用于制造各种电机、变压器和镇流器铁芯以及各种电器元件。

辊式矫直技术与设备发展概况

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"!辊式矫直机简介与国内矫直机
发展现状
!!辊式矫直机的矫直原理是金属经多次反复弯曲" 使曲率从大变小而最终平直& 辊式矫直机的出现" 避免了压力矫直机间歇工作的问题" 大幅提升了矫直的质量和效率& 国外对于辊式矫直技术的研究要远早于国内" 因此早期
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倾斜矫直方案
平行矫直方案
最大弯曲
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Ti-Al-Fe-O熔体中氧化铝析出行为的研究

第15卷第1期2024年2月有色金属科学与工程Nonferrous Metals Science and EngineeringVol.15，No.1Feb. 2024Ti-Al-Fe-O 熔体中氧化铝析出行为的研究戎宇航1，2，朱翔鹰*1，2，陈军修1，2，吴长军1，2，涂浩1，2，王建华1，2，苏旭平1，2（1.江苏省材料表面科学与技术重点实验室，江苏常州 213164； 2.常州大学材料科学与工程学院，江苏常州 213164）摘要：铝热法制备的高钛铁（ω（Ti ）>65%，质量分数，下同）由于ω（O ）和ω（Al ）都大于5%而无法工业应用。

Ti-Al-Fe-O 系熔体中ω（Al ）和ω（Ti ）关系决定铝脱氧极限。

本文用真空非自耗电弧炉在1 800~2 000 ℃范围内充分熔炼Ti-Al-Fe-O 系（ω（Ti ）=30%~75%，ω（Al ） =5%~20%，ω（O ）=5%）样品，然后在水冷铜模中快速冷却，采用XRD 、SEM 和EDS 进行了样品检测。

实验结果表明，成分为60Ti20Al15Fe5O 的熔体中快冷相的析出顺序为Al 2O 3相、钛氧相、钛铝相、钛铁氧相、钛铁相，而且析出相的ω（O ）按照析出顺序逐步降低。

达到同样的脱氧极限前提下，Ti-Al-Fe-O 系熔体中ω（Ti ）越高，平衡所需的ω（Al ）越高。

当脱氧极限为5%且ω（Ti ）>50%时， Al 2O 3析出曲线上的ω（Al ）和ω（Ti ）关系遵循：ω（Al ） = 0.017 635 + 0.176 35ω（Ti ）。

关键词：高钛铁；铝热法；氧化铝；析出；脱氧极限中图分类号：TF82 文献标志码：AStudy on alumina precipitation behavior in Ti-Al-Fe-O meltsRONG Yuhang 1, 2, ZHU Xiangying *1, 2, CHEN Junxiu 1, 2, WU Changjun 1, 2,TU Hao 1, 2, WANG Jianhua 1, 2, SU Xuping 1, 2（1. Jiangsu Key Laboratory of Material Surface Science and Technology ， Changzhou University ， Changzhou 213164，Jiangsu ， China ；2. School of Materials Science and Engineering ， Changzhou University ， Changzhou 213164，Jiangsu ， China ）Abstract: High ferrotitanium (ω(Ti)>65%, in mass fraction, same below) prepared by aluminothermy is not applicable for industrial use due to ω(O) and ω(Al) being greater than 5%. The deoxidation limit in melts of Ti-Al-Fe-O system is determined by the relationship between ω(Al) and ω(Ti). In this paper, the samples (ω(Ti)=30%-75%, ω(Al)=5%-20%, ω(O)=5%) were fully melted in a vacuum non-consumable arc furnace in the range of 1 800 ℃ to 2 000 ℃, rapidly cooled in a water-cooled copper mold, and detected by XRD, SEM and EDS. The experimental results show that the phase precipitation order in the melt with 60Ti20Al15Fe5O under fast cooling conditions is the Al 2O 3 phase, Ti-O phase, Ti-Al phase, Ti-Fe-O phase and Ti-Fe phase, and the ω (O) content of the precipitation phase sequentially decreases. Under the same deoxidation limit, the higher the ω (Ti) content in Ti-Al-Fe-O melt, the higher the ω(Al) content required for equilibrium. When the deoxidation limit is 5% and ω(Ti) is greater than 50% in Ti-Al-Fe-O melts, the relationship between ω(Al) and ω(Ti) on the Al 2O 3 precipitation curve follows ω(Al) =0.017 635+0.176 35ω(Ti).Keywords: high ferrotitanium ； aluminothermy ； alumina ； precipitation ； deoxidation limit收稿日期：2022-12-24；修回日期：2023-04-11基金项目：国家自然科学基金资助项目（52071032）通信作者：朱翔鹰（1977—　），讲师，主要从事有色金属资源循环利用及铁合金研究。

退火工艺对超高强冷轧马氏体钢板力学性能的影响

退火工艺对超高强冷轧马氏体钢板力学性能的影响张瀚龙;朱晓东;薛鹏【摘要】以C-Mn-Si系冷轧马氏体钢为研究对象,分析了退火工艺对超高强马氏体钢强度和冷弯性能的影响.由于碳含量高,试验用钢淬透性良好,当水淬入口温度在710℃及以上时,都能获得极高的抗拉强度和稳定的马氏体组织.随过时效温度升高,马氏体钢抗拉强度降低、延伸率升高;而屈服强度和冷弯性能则先升后降,在180℃过时效时具有最高的屈服强度和最优的冷弯性能.经扫描电镜和显微硬度分析发现,过时效温度的变化会直接影响马氏体钢中的碳化物析出及粗化,当过时效温度大于200℃时,试验用钢碳化物开始粗化,降低了马氏体钢的宏观冷弯性能.【期刊名称】《宝钢技术》【年(卷),期】2017(000)005【总页数】6页(P27-32)【关键词】马氏体钢;退火;冷弯性能【作者】张瀚龙;朱晓东;薛鹏【作者单位】宝山钢铁股份有限公司研究院,上海201900;汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室(宝钢),上海201900;宝山钢铁股份有限公司研究院,上海201900;汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室(宝钢),上海201900;宝山钢铁股份有限公司研究院,上海201900;汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室(宝钢),上海201900【正文语种】中文【中图分类】TG142.1+2目前,在汽车轻量化和新能源汽车高速发展的背景下,汽车用先进高强钢的研发具有非常好的应用前景,世界各大汽车公司都在逐步增加汽车上高强钢的使用量[1]。

马氏体钢作为超高强钢的典型代表,能够达到迄今为止冷轧汽车用钢的最高强度级别。

为使超高强马氏体钢能成功应用于汽车结构件,需要在保证冷轧马氏体钢具有超高强度的同时,还兼具一定的弯曲性能和焊接性能。

退火工艺对超高强冷轧马氏体钢的强度和成形性能均有极其重要的影响。

本文以C-Mn-Si系超高强冷轧马氏体钢为研究对象,研究退火工艺对马氏体钢强度及冷弯性能的影响。

真实应力——应变曲线

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• 弹性模量 • 弹性模量E表示材料在外载荷下抵抗弹性变形的能
力。钢铁的弹性模量一般为２１０ＧＰａ，不同类型的材料，其弹性模量可以差别很大。材料的弹性模量主要取决于结合键的本性和原子间的结合力，改变材料的成分和组织会对材料的强度(如屈服强度、抗拉强度)有显著影响，但对材料的刚度影响不大。 • 例如铁(钢)的弹性模量为210GPa，是铝(铝合金)的三倍(EAl≈70GPa)。弹性模量是和材料的熔点成正比的，越是难熔的材料弹性模量也越高。
• 常用的低合金高强度钢有B340LA、 B410LA、B280VK(宝钢)等。
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热轧酸洗钢板
• 热轧板指在温度t>800℃时轧制而成的晶粒较冷轧板粗大、含碳量较冷轧板高、塑性较冷轧板差的钢板。其生产流程短，成本低，主要是用来制造汽车车架、车轮、车厢及底盘和结构件。这种钢板经盐酸酸洗在线平整和涂油，钢板表面光洁平整，尺寸精度高，称热轧酸洗钢板。可用它代替部分冷轧钢板生产结构件和深冲件，以降低汽车成本。热轧板有酸洗和非酸洗两种，但汽车用热轧板一般采用酸洗板。热轧板按照成形特点分为冷成形用热连轧钢板及钢带、汽车结构用热连轧钢板及钢带。
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• 和布氏、洛氏硬度试验比较起来，维氏硬度试验具有许多优点。它不存在布氏那种负荷P和压头直径D的规定条件的约束，以及压头变形问题；也不存在洛氏那种硬度值无法统一的问题。而它和洛氏一样可以试验任何软硬的材料，并且比洛氏能更好地测试极薄件(或薄层)的硬度，这点只有洛氏表面硬度级才能做到。但即使在这样的条件下，也只能在该洛氏级内进行比较，和其它硬度级统一不起来。此外洛氏由于是以压痕深度为计量指标，而压痕深度总比压痕宽度要小些，故其相对误差也越大些。因此，洛氏硬度数据不如布氏、维氏稳定，当然更不如维氏精确。

B对Mo等合金元素在γ-Fe_∑9、∑11晶界偏析行为的影响

γ-Fe ∑9(221)对称倾转晶界是 γ-Fe(221)面以 [110]晶向为旋转轴,将两部分晶体旋转 38.94°所构成,γ-Fe ∑11(113)对称倾转晶界是 γ-Fe(113)面以[110]晶向为旋转轴,将两部分晶体旋转 129.52° 所构成(见表1)。两个晶体的叠加导致两个晶格的子晶格的位置重合,距离太近的位点将被合并。本文 γ-Fe∑9(221)晶界中含36个 Fe原子,初始晶胞尺寸0.243nm×0.729nm×2.062nm,γ-Fe ∑11 (113)晶界中含44个 Fe原子,初始晶胞尺寸0.243 nm×0.806nm×2.280nm,α=β=γ=90°,首先对 γ-Fe ∑9(221)、γ-Fe ∑11(113)晶界体系进行结构
compositionoptimizationofsuperausteniticstainlesssteelinthefuture. Keywords:Fe;first-principles;grainboundary;segregation
超级奥氏体不锈钢中含有大量的合金元素,如 Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si等,其中 Cr、Mo等是铁素体形成元素 ,Ni、Mn、Cu 等是奥氏体形成元素 ,可以扩大并稳定奥氏体相区。 [1-4] 相对于普通的奥氏体不锈钢 ,超级奥氏体不锈钢在耐晶间腐蚀、点蚀等方面表现更为优异[5-7],因此被广泛应用于烟气脱硫、石油化工、海水淡化等领域。 [8-11] 然而,在热加工过程中 ,由于合金元素较多 ,超级奥氏体不锈钢中的合金元素极易发生晶界偏析 ,并形成大量的第二相 ,引发开裂、分层等问题 ,严重制约了超级奥氏体不锈钢的生产及应用。因此,如何有效改善 Cr、Mo等合金元素的晶界偏析、遏制第二相的析出成为目前研究的热点。

800+MPa级冷轧双相钢的工艺与组织性能研究

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上海金属
第２９卷
钢板的组织为铁素体基体上分布着岛状马氏体（Ｍ）。白色的组织为多边形铁素体，灰白色的组织是马氏体，而且三种不同成分的钢种在退火
工艺参数相同的的情况下，因钢中碳含量的升高，马氏体的含量也随之增加，从而最终影响双相钢的力学性能。
图３三种成分钢退火后的横向金相组织（ａ）１＃８００℃保温９０ｓ，（ｂ）２＃７８０℃保温８０ｓ，（ｃ）３＃７８０℃保温９０ｓ图４为实验用钢的扫描电镜组织。在扫描电镜下观察时，马氏体一般呈亮白色，铁素体一般呈暗黑色。从图４可以观察到暗黑色的铁素体基体上分布着亮白色的马氏体，同时还可以观察到具有亮白色边圈，心部呈黑色的岛状组织，这是由于Ｍｎ通过铁素体或沿铁素体晶界扩散时，在奥氏体岛的周围形成了高Ｍｎ的边圈，使得奥氏体岛的边部比中心有更高的淬透性，从而在冷却过程中形成了高锰的马氏体边圈及中心部分形成的渗碳体加铁素体的聚合体。
响，而退火参数对双相钢的最终组织形貌和力学性能具有最重要的影响。
本文实验研究了冷轧双相钢的退火工艺参数对双相钢的组织与力学性能的影响，以及双相钢的组织特点。
２实验材料与方法
２．１轧制工艺试验用钢在２００ｋｇ真空感应炉中冶炼，共炼
万方数据
第５期
张增良等：８００ＭＰａ级冷轧双相钢的工艺与组织性能研究
ｐｔ暑芒．盘暑盘
图１冷轧双相钢的连续退火工艺示意图双相处理采用临界区加热淬火的方法，在实验室模拟连续退火是通过在两个井式盐浴炉中加热来完成的，一个是高温盐浴炉，另一个是低温回
万方数据
火盐浴炉。把高温盐的温度加热到Ｆ＋Ａ两相区，把低温盐的温度加热到过时效温度。临界区加热温度采用７４０℃、７６０℃、７８０℃、８００℃等，冷却采用方式：加热到Ｆ＋Ｍ两相区，保温一段时间后先缓慢冷却再快速冷却，然后保温过时效处理。实验退火工艺如图２所示。

第四章弹性与内耗

在置换式固溶体中单个的溶质原子所能引起的点阵畸变完全是对称性的，对于对称性畸变不存在应力感生有序倾向，不能引起内耗。但C. Zener首先提出，当溶质原子的浓度足够高时，两个相邻的溶质原子会组成原子对这样便会产生不对称畸变，从而引起内耗。
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二、位错内耗其内耗可以分为两部分，即低振幅下
583内耗法测量扩散系数和激若弛豫过程是通过原子扩散来进行的则弛豫时间与温度有关系即温度出现弛豫内耗峰594fecr系合金阻尼内耗性能研究fe15cr合金具有高的内耗值且随退火温度升高内耗值也增高其高阻尼性能是基于磁机械滞后型内耗与应力振幅有强烈的依赖关系
二、弹性的表征弹性模量E：
单向受力状态，E=σii/εii ，反映材料抵抗正应变的能力切变模量G：纯剪切受力状态，G=τxy/γxy，反映材料抵抗切应变的能力
0.5Tm < T < Tm，呈指数下降；
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3、相变：发生相变时，弹性模量偏离随温度变化的规律
铁于910℃、发生α---γ的同素异构转变，点阵致密度增大，从而使E发生跃变。在768℃发生磁性转变时，曲线产生拐折。
钴于480℃即由α转变为β，因此弹性模量也急剧增大。
镍的弹性模量随温度的变化比较复杂，退火状态的镍，在200℃以下，随着温度的升高而降低，但在200℃以上E的变化反常，即随着温度升高， E值反而增大。当镍被磁化到饱和状态时，这种反常现象即行消失（铁磁性反常：磁致伸缩+力致伸缩）。
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间隙原子在面心立方晶体中引起内耗峰的现象是一个普遍规律，内耗峰一般出现于250℃附近。这个峰对应的激活能相当于碳在该合金中的扩散激活能，即这个峰与碳原子的扩散有关。

Nb-Ti低合金高强钢第二相析出及其对力学性能的影响

第40卷　第6期　上　海　金　属　Vol.40,No.612　2018年11月　SHANGHAI METALS November ,2018作者简介:张志建,男,博士,高级工程师,主要研究方向为汽车钢板开发及应用技术,E⁃mail:zhangzj⁃iris @Nb⁃Ti 低合金高强钢第二相析出及其对力学性能的影响张志建　陈　刚　刘志桥　李化龙(江苏省(沙钢)钢铁研究院,江苏张家港　215625) 【摘要】　采用光学显微镜㊁扫描电镜㊁透射电镜和拉伸试验机研究了Nb 含量和热轧加热温度对Nb⁃Ti 复合添加的低合金高强钢(HSLA )第二相析出行为,以及第二相析出对热轧及冷轧退火后钢板的显微组织和力学性能的影响㊂结果表明,在高的热轧加热温度下,含Nb 碳氮化物可以充分溶解并优先在富Ti 的(Ti ,Nb )(C ,N )粗大粒子上异质析出,阻止晶粒的长大;热轧后的第二相粒子特征可遗传到冷轧退火过程,对晶粒尺寸和第二相分布有重要影响㊂此外,0.053%Nb 钢在1250℃的加热温度下,热轧和冷轧退火钢板中有较多的粗大及细小析出相;每添加0.01%Nb 产生的热轧析出强化增量约为40MPa ,冷轧退火后的强度增量约为30MPa ㊂【关键词】　低合金高强钢　第二相析出　Nb⁃Ti 复合添加　退火Second Phase Precipitation and Its Effect on the MechanicalProperties of Nb⁃Ti Microalloyed HSLA SteelsZhang Zhijian　Chen Gang　Liu Zhiqiao　Li Hualong(Institute of Research of Iron and Steel ,Shasteel ,Zhangjiagang Jiangsu 215625,China ) 【Abstract 】　Effect of niobium contents and reheating temperatures on the second phase precipitation behavior of Nb⁃Ti microalloyed high strength low alloy (HSLA )steels was studied by optical ,scanning electron and transmission electron microscope ,and tensile tester ,and the effect of second phase precipitates on the microstructure and mechanical properties of HSLA steels during hot rolling and annealing process was also studied.The results showed that under high reheating temperature ,the Nb⁃containing carbonitrides could be fully dissolved and preferentially heterogeneous precipitated on large particles Ti (Ti ,Nb )(C ,N ),thus preventing the growth of grains during hotrolling.The characteristics of the second phase precipitates formed in hot rolling could be inherited to the cold rolling and annealing process ,which had an important effect on the grain size and the distribution of second phase precipitates.In addition ,the 0.053%Nb steel could obtain more coarse and fine precipitates in both hot⁃rolled and annealed steel plates at the reheating temperature of 1250℃.An addition of 0.01%Nb increased the tensile strength by about 40MPa after hot rolling and byabout 30MPa after annealing through precipitation hardening.【Key Words 】　high strength low alloy steel (HSLA ),second phase precipitation ,Nb⁃Ticomposite addition ,annealing 汽车工业安全减重的需求,促进了冷轧低合金高强钢(high strength low alloy steel,HSLA)的发展㊂HSLA 钢是在低碳的基础上,通过添加微量铌㊁钒㊁钛等合金元素,以通过细晶强化㊁析出强第6期　张志建等:Nb⁃Ti低合金高强钢第二相析出及其对力学性能的影响13化和固溶强化等机制,显著提高强度,并保持良好的成形性能㊂添加的微量合金在热轧及随后的冷轧退火过程中溶解和析出,形成的碳化物或碳氮化物等第二相粒子对微观组织有强烈的影响,从而决定了钢板的力学性能㊂微合金元素在控制轧制中的作用已有大量研究[1⁃3],如板坯加热时粗大析出物可阻止奥氏体晶粒长大,在随后轧制过程应变诱导析出的细小第二相粒子延迟再结晶形核,从而在卷取后得到细小的铁素体和珠光体组织㊂对于复合添加Nb㊁Ti的HSLA钢,少量Ti元素对抑制奥氏体晶粒的长大和提高再结晶温度有显著的影响[3],在热轧过程中析出的第二相粒子形态及分布也会影响后续的冷轧退火过程㊂因此,本文主要研究了不同成分HSLA钢在热轧及冷轧过程中第二相粒子的析出行为及其对显微组织㊁力学性能的影响,以期为冷轧HSLA钢的开发提供指导㊂1　试验材料与方法试验用HSLA钢复合添加Nb和Ti两种微合金元素,具体化学成分如表1所示,其中B钢的Nb含量较A钢略高㊂试验钢在工业生产线上浇铸成坯,然后采用控轧控冷(TMCP)工艺将板坯重新加热后再热轧至3.5mm厚,最后卷取,具体热轧工艺如表2所示,其中采用了两种加热温度(1200和1250℃)以研究Nb含量对第二相析出的影响㊂热轧钢板酸洗后在5机架轧机上冷轧至1.2mm厚,总压下量为65.7%㊂再将冷轧后的薄板加工成450mm×140mm方形试样,在多炉室带钢连续退火试验机上模拟带钢的连续退火过程㊂图1为连续退火过程温度控制曲线图,该曲线根据连续退火生产线退火炉的各段长度制定㊂为了研究连续退火温度对力学性能的影响,选择在730~850℃多个温度进行均热退火,退火时间为96s㊂退火在氮气保护下进行,钢板上的热电偶测量温度与设定温度的偏差小于5℃㊂退火后的钢板在Instron5585拉伸试验机上进行力学性　表1　试验钢的化学成分(质量分数)Table1　Chemical composition of theexperimental steels(mass fraction)%钢号C Si Mn Nb Ti P S A0.070.010.820.0330.014≤0.02≤0.01 B0.070.021.160.0530.014≤0.02≤0.01　表2　试验钢的热轧工艺参数Table2　Hot rolling parameters of theexperimental steels钢号成分加热温度/℃终轧温度/℃卷取温度/℃A1A1200870600B1B1200870600B2B1250870600 注:①预热,②加热,③均热退火,④缓冷,⑤快冷,⑥过时效,⑦终冷图1　连续退火过程温度控制曲线Fig.1　Temperature control curve of continuousannealing process能测试㊂采用光学显微镜㊁扫描电镜观察试样的显微组织,并采用透射电镜分析第二相的析出㊂2　试验结果与分析2.1　成分及热轧加热温度对组织及性能的影响图2为不同Nb含量和加热温度均热后轧制的试验钢的显微组织,可见3种试验钢的组织均为多边形铁素体和珠光体㊂A1㊁B1钢的热轧工艺相同,但随着Nb的质量分数从0.033%增加到0.053%,B1钢的晶粒尺寸减小(见图2a,2b);B1和B2钢的Nb含量相同,但当热轧加热温度从1200℃升高到1250℃后,B2钢的晶粒尺寸明显减小(见图2c)㊂通过截线法测量晶粒尺寸,获得A1㊁B1和B2钢的平均晶粒尺寸分别为5.95㊁5.11和3.53μm㊂表3列出了3种试验钢的力学性能,可见Nb 含量的增加和热轧加热温度的升高均显著提高了试验钢的强度,同时降低了断后伸长率㊂根据修正的Hall⁃Petch公式,热轧钢板的屈服强度由以下几种强化方式贡献:σy=σ0+σss+σppt+k y d-1/2(1)14 上　海　金　属　第40卷图2　不同Nb含量和加热温度热轧的试验钢的显微组织Fig.2　Microstructures of the tested steels of different Nb contents hot⁃rolled at different temperatures　表3　不同Nb含量和加热温度均热后轧制的试验钢的力学性能Table3　Mechanical properties of the tested steels of different Nb contents hot⁃rolled at different heatingtemperatures钢号屈服强度/MPa抗拉强度/MPa断后伸长率/%A138147139B148955334B252858629式中:σ0为晶格摩擦力;σss为固溶强化增量;σppt 为析出强化增量;k y d-1/2是晶粒细化增量;k y为晶界强化因子,碳锰钢为17.4MPa㊃mm1/2[4];d是晶粒直径㊂通过式(1)可以估算试验钢的强度增量㊂由于3种试验钢的热轧态组织基本相同,可认为晶格摩擦力相同㊂在固溶强化方面,相较于A钢,B 钢中Mn的质量分数增加了0.34%,按每添加0.1%Mn(质量分数,下同),强度增加3.7MPa计算[4],B钢的强度增量约13MPa;A1㊁B1和B2钢的晶粒强化增量分别为225㊁243和292MPa,据此可估算出相较于A1钢,B1钢的析出强化增量约77MPa,B2钢约85MPa㊂从以上结果可以看出,Nb的析出强化效果显著,每添加0.01%Nb,强度增加约40MPa;提高热轧加热温度,试验钢的析出强化增量并不明显,其强度的贡献主要来自于细晶强化,增量约49MPa㊂2.2　退火温度对冷轧组织及性能的影响对冷轧后的A1和B1钢在730~850℃进行连续退火试验㊂Chen等[5]采用接近A1钢成分的0.055C⁃1.32Mn⁃0.02Ti⁃0.032Nb钢,研究得出其在冷轧压下量为75%时670℃左右退火9min完成再结晶㊂图3为A1钢在730~830℃退火后的显微组织,可以看出,在所选择的4种退火温度下,再结晶过程都已经完成,组织为多边形铁素体和珠光体㊂随着退火温度的升高,晶粒逐渐长大㊂图4为A1钢在730~830℃退火后的晶粒尺寸,可见,低温退火时晶粒长大缓慢;780℃以上退火时,晶粒长大速度增快;约810℃及以上温度退火时,晶粒长大速度再次趋缓㊂在试验退火温度区间,A1钢的平均晶粒尺寸从730℃的4.36μm逐渐增加到850℃的7.15μm㊂图5为A1和B1钢在730~830℃退火后的力学性能变化,可见,随着退火温度的升高,试验钢的强度逐渐降低,断后伸长率逐渐增加㊂其中A1钢的强度在780℃以上时下降较快,810℃以上时下降速度减缓;当退火温度从730℃升高到850℃时,A1钢的强度约降低53MPa㊂根据式(1)计算得出,由晶粒长大而导致强度下降了约58MPa㊂由此可推算,晶粒长大是试验钢强度降低的主要原因㊂与A1钢不同,B1钢在730℃左右退火时强度就开始明显下降,790℃以上时下降速度减缓㊂观察显微组织发现,B1钢经730℃退火后还存在少量的纤维状组织[6],铁素体也未完成多边化,这可能与B1钢中Nb㊁Mn含量较高,推迟了再结晶完成有关㊂此外,在780℃左右退火时,A1钢与B1钢的屈服强度差值约36MPa,而试验测得在该温度退火的两种钢的晶粒尺寸基本相同,因此判定强度的变化主要是由第二相析出引起的㊂2.3　第二相析出及其对力学性能的影响2.3.1　热轧过程中第二相析出及其对力学性能的影响采用碳膜复型萃取制备试样,在透射电镜下观察热轧和冷轧退火后试验钢中第二相的析出㊂第6期　张志建等:Nb⁃Ti低合金高强钢第二相析出及其对力学性能的影响15图3　A1钢在不同温度退火后的显微组织Fig.3　Microstructures of A1steels after annealing at different temperatures图4　A1钢在不同温度退火后的晶粒尺寸Fig.4　Grain size of A1steels after annealing atdifferent temperatures图6是热轧试验钢中第二相粒子分布的TEM照片,可见试验钢的晶界均较规则,有正方体形的粗大颗粒析出,尺寸约80~150nm㊂A1钢中的大颗粒均为规则正方体(见图6a,6d);B1钢中大颗粒除少量仍为正方体外,大多数出现了球化趋势(见图6b,6e);B2钢中大颗粒多数仍为规则的正方体,但有少量大颗粒从单颗正方体向孪生体变化(见图6c,6d)㊂除粗大析出物外,试验钢的晶界及晶内还弥散分布着细小的球状第二相,尺寸主要为5~40nm,并有大量准10nm左右的第二相析出㊂对图6中箭头所指的大颗粒及典型的细图5　退火温度对A1和B1钢力学性能的影响Fig.5　Influence of annealing temperature on mechanical properties of A1and B1steels 小析出物进行能谱分析,获得的Nb㊁Ti的质量分数如表4所示㊂根据成分分析及文献[1,3],判断出形状规则的正方体颗粒应为复合析出的(Ti, Nb)(C,N)粒子,细小第二相为(Ti,Nb)C或NbC 粒子㊂低合金高强钢中的微合金元素以固溶和析出两种形式存在,第二相析出比固溶态对控制轧制过程的微观组织影响更为显著[2]㊂在板坯加热过程中,通常希望热轧前Nb元素能够在奥氏体中完全固溶,再在随后的控轧控冷过程中弥散析出㊂Ti的碳氮化物在1300℃以上开始溶解[3],在含16 上　海　金　属　第40卷图6　热轧试验钢中析出的第二相TEM 形貌Fig.6　TEM morphologies of second phases precipitated in the hot⁃rolled test steels　表4　热轧试验钢中析出的第二相化学成分(质量分数)Table 4　Chemical compositions of second phasesprecipitated in the hot⁃rolled teststeels (mass fraction )%第二相析出形貌及位置Ti Nb 图6(a)中粗大规则正方体70.7229.28图6(b)中粗大规则正方体41.7558.25图6(c)中粗大规则正方体63.1236.88图6(a)中细小圆球体0.00100.00图6(b)中细小圆球体3.7096.30图6(c)中细小圆球体3.4296.58图6(d)中规则正方体内部69.8630.14图6(e)中偏圆正方体内部65.7634.24图6(e)中偏圆正方体外缘5.3794.63图6(f)中孪生正方体内部69.0031.00图6(f)中孪生帽状体内部18.1081.90Nb 的HSLA 钢中添加Ti,可以在板坯加热过程形成稳定的富Ti 的(Ti,Nb)(C,N)氮化物或碳氮化物,从而有效地阻止晶粒长大;在随后的轧制变形过程,这些富Ti 第二相可以成为NbC 等粒子的优先形核位置㊂因此,Nb 的碳化物或碳氮化物在加热过程中的溶解程度对热轧过程Nb 作用的发挥有重要影响㊂目前,已有很多学者研究了Nb 的碳化物在奥氏体中的平衡溶解度计算公式,其中最为典型的为[7]:lg[Nb]㊃[C]=2.26-6770T ()K(2)式中:[Nb]㊁[C]分别为铌和碳的质量分数;T K 为加热温度,K㊂根据式(2)计算得出,0.033%Nb 和0.053%Nb 钢的平衡溶解度分别为1155和1220℃㊂据此分析,在1200℃加热时,0.033%Nb 钢中Nb 的碳化物可以充分溶解,而0.055%Nb 钢中Nb 的碳化物只有在1220℃以上才能充分溶解㊂表4的结果显示,图6中形状规则的粗大(Ti,Nb)(C,N)粒子均为富Ti 成分,A 1钢中Ti的相对质量分数达到70%左右;随着Nb 含量的升高,B 1钢中Ti 的相对质量分数降低到42%左右,这应该与加热温度不足㊁Nb 的溶解不完全有关;加热温度升高到1250℃后,B 2钢中Ti 的相对质量分数回升到63%左右,说明Nb 的溶解度有进一步提升㊂对粗大第二相的进一步观察发现,A 1钢中的第6期　张志建等:Nb⁃Ti低合金高强钢第二相析出及其对力学性能的影响17第二相均为规则的正方体,B1钢中的部分第二相出现了球化趋势,而B2钢中第二相的形貌除正方体外还有帽状㊂对析出物进行成分分析发现,B1钢的正方体外缘和B2钢孪生的帽状体均为富Nb 成分㊂Hong等[3]通过高分辨电镜在0.08C⁃0.043Nb⁃0.016Ti钢中也观察到了类似形状的析出物,并确定其为富Nb的(Nb,Ti)C碳化物,该碳化物在未完全溶解的富Ti的(Ti,Nb)(C,N)基体上优先形核,并与(Ti,Nb)(C,N)异质共格析出㊂综上可见,A1钢在1200℃加热时可保证Nb 充分溶解,但由于其Nb含量低于B1钢,因此B1钢的晶粒细化及第二相析出强化增量高于A1钢㊂在B1㊁B2钢中还观察到了Nb在未溶解第二相上的优先析出,但由于B1钢中粗大第二相大多呈球状,Nb的消耗较多,从而降低了Nb的固溶量,减少了细小NbC/(Nb,Ti)C在奥氏体晶内的析出㊂此外,由于B2钢的加热温度高,部分Ti的碳氮化物也开始溶解,在轧制过程析出的粗大第二相粒子较多,对晶粒细化的作用更为明显㊂因此,B2钢的晶粒细化和第二相析出对强度的贡献要大于B1钢㊂2.3.2　冷轧退火过程中第二相析出及其对力学性能的影响图7为3种试验钢冷轧后在780℃退火过程中析出的第二相,可见,析出物大致可分成为粗大析出和弥散析出两种类型㊂对于弥散细小的析出物,退火后其尺寸明显增加,呈球状在晶界及晶内弥散析出,尺寸以准10~50nm为主,分布不均匀;在透射电镜下仍可观察到10nm左右的第二相粒子,但更细小的析出物已难以区别;随着Nb 含量的增加及热轧加热温度的提高,细小析出物的数量整体呈增加趋势㊂相比较,粗大析出物的分布较均匀,尺寸为80~150nm,其形貌不同于热轧态的,均以球状为主,但B2钢中仍存在少量孪生帽状析出物(见图7f)㊂对第二相粒子进行能谱分析,得出细小析出物为富Nb的(Nb,Ti)C,在粗大正方体基体上生长或孪生状生长的也是富Nb的(Nb,Ti)C㊂图7　试验钢冷轧后在780℃退火过程中析出的第二相的TEM形貌Fig.7　TEM morphologies of the second phases precipitated in test steels after cold⁃rolling andthen annealing at780℃ 冷轧退火后的第二相粒子分布保留了热轧态的一些特征,这在粗大粒子的形态分布上更为明18 上　海　金　属　第40卷显㊂粗大析出物由于异性成核的界面能较低,退火时重新固溶析出的富Nb的(Nb,Ti)C碳化物优先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)核心上成长,因此A1㊁B1钢退火后的粗大第二相基本呈球状㊂而B2钢中粗大球状析出的数量虽增多,但少数仍为正方体或帽状㊂钢板冷轧后存储了大量的变形能,位错密度高㊂热轧析出的细小第二相在退火过程中逐渐粗化,将迫使位错从原来的切过或绕过机制向绕过机制转变㊂热轧初始细小第二相的数量一方面影响再结晶温度,另一方面也决定了冷轧后细小析出物的数量㊂3种试验钢在780℃退火后的力学性能见表5,相比A1钢,B1㊁B2钢的屈服强度分别提高了36和60MPa㊂由于B1钢的热轧加热温度与A1钢相同,退火过程中粗大析出物阻碍晶粒长大作用并不明显,因而其强度的贡献主要来源于细小析出物㊂B2钢热轧及退火后的晶粒尺寸均小于B1钢,且由于Nb的充分溶解,热轧过程中形成的细小析出物在退火后数量仍多于B1钢,因此,B2钢强度的贡献来源于晶粒细化和析出强化㊂　表5　试验钢在780℃退火后的力学性能Table5　Mechanical properties of the tested steels afterannealing at780℃钢号屈服强度/MPa抗拉强度/MPa断后伸长率/%A139545030B143147826B2455508233　结论(1)对于复合添加Nb⁃Ti的HSLA试验钢,热轧加热温度对钢中Nb的溶解及析出有重要影响㊂0.053%Nb钢在1250℃的加热温度下,热轧钢板中每添加0.01%Nb产生的析出强化增量约为40MPa;冷轧退火后每添加0.01%Nb产生的强度增量约为30MPa㊂(2)冷轧后的退火过程中,随着退火温度的升高,晶粒逐渐长大,导致试验钢的强度逐渐降低,断后伸长率逐渐增加㊂(3)在高的热轧加热温度下,含Nb碳氮化物可以充分溶解并优先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上异质析出,阻止晶粒的长大;热轧第二相粒子特征遗传到冷轧后的退火过程,退火加热时重新固溶的Nb仍优先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上异质析出,热轧初始细小第二相的数量决定了退火后细小析出物的数量㊂参考文献[1]GONG P,PALMIERE E J,RAINFORTH W M.Dissolution and precipitation behaviour in steels microalloyed with niobium during thermomechanical processing[J].Acta Materialia,2015,97: 392⁃403.[2]CITIC⁃CBMM中信微合金化技术中心.汽车用铌微合金化钢板[M].北京:冶金工业出版,2006.[3]HONG S G,KANG K B,PARK C G.Strain⁃induced precipitation of NbC in Nb and Nb⁃timicroalloyed HSLA steels [J].Scripta Materialia,2002,46(2):163⁃168. [4]曹建春,刘清友,雍岐龙,等.铌对高强度低合金钢的组织和强化机制的影响[J].钢铁,2006,41(8):60⁃63. [5]CHEN J,SHEN X J,JI F Q,et al.Effect of annealing time on microstructure and mechanical properties of cold⁃rolled niobium and titanium bearing micro⁃alloyed steel strips[J].Journal of Iron and Steel Research,2013,20(9):86⁃92.[6]刘志桥,张志建,陈刚,等.Nb含量及退火温度对冷轧低合金高强钢力学性能的影响[J].热加工工艺,2017,46(22): 225⁃227.[7]PALMIERE E J,GARCIA C I,DEARDO A positional and microstructural changes which attend reheating and grain coarsening in steels containing niobium[J].Metallurgical& Materials Transactions A,1994,25(2):277⁃286.收修改稿日期:2018⁃06⁃25。

冷轧低碳钢临界退火中的不完全再结晶和微结构演变

初次再结晶，结晶晶粒出现在变形体中，再并
相在相再结晶中的作用，结出相的抑总制作用至少在分数为１％时是很小的。０
而且已经证明了Ｔ低碳钢的临界退火过程ｉ
抑制该变形体的增长，终整个Ｏ相区域都最Ｌ
中再结晶不完全，是临界温度的保温时间但达到１０秒，０以及显微结构在更长时间退火过程中的演变都没有得到证实。低碳钢在仅相初次再结晶完成之前进行临界退火，文旨在理解在这种状态下，本在
微合金元素的钢种，此前的研究中并没有在对使用的这些微合金元素产生的抑制作用以及相进行分别讨论。另外，对低碳钢临界退火的再结晶研究也很有限，前的大多数此都是关于初次再结晶完成之后的临界退火的
２实验步骤
钢的化学成分见表１。钢中不添加Ｎｂ
・
５・３
和Ｔ，ｉ这样就可以观察到ｏ相一相的转变ｌ
对再结晶现象的影响。真空冶炼的板坯在奥
用Ｋｒｅ平均定向误差（ＡＭ）析法来估ｅｌｎＫ分算再结晶晶粒的分数。使用ＫＭ分析法，Ａ
转变为再结晶晶粒。另一方面，由于仅相的再结晶和相一＾相的转变同时出现，碳ｙ低钢临界退火中的再结晶现象比无间隙原子钢（Ｆ钢）加复杂。例如，加Ｔ低碳钢的Ｉ更在ｉ临界退火过程中，次再结晶的强抑制作用初已经公之于众，制作用被解释为钉扎效应，抑该现象是由于ＴＣ颗粒细小而引起的。Ｇｒｉａ．ｃｔ１显示细微的双相显微结构可以通过ｉｅａ．ａ

微合金钢铸坯第二相析出行为及表层组织演变

微合金钢铸坯第二相析出行为及表层组织演变汇报人：2024-01-07•微合金钢简介•第二相析出行为•表层组织演变目录•实验研究与结果分析•结论与展望01微合金钢简介1 2 3微合金钢是一种通过添加微量的合金元素（如钛、铌、钒等）来改善钢材性能的合金钢。

这些微量的合金元素在钢中以非常低的浓度存在，通常以百万分之几或十亿分之几的比例添加。

通过精确控制这些元素的含量和分布，可以显著提高钢材的强度、韧性、耐腐蚀性和其他性能。

高强度通过微合金元素的细化晶粒和沉淀强化作用，微合金钢具有高强度和高韧性。

良好的焊接性能由于微合金元素的加入，微合金钢在焊接过程中具有较低的裂纹倾向。

优良的耐腐蚀性某些微合金元素可以提高钢的耐腐蚀性，使其在海洋环境或其他腐蚀性环境中具有更长的使用寿命。

03汽车行业汽车行业是微合金钢的主要应用领域之一，用于制造汽车车架、发动机部件和其他关键部件。

01建筑和桥梁结构由于其高强度和良好的韧性，微合金钢广泛应用于建筑和桥梁结构的建设。

02石油和天然气工业微合金钢在石油和天然气工业中用于制造管道、储罐和其他压力容器，因为它具有良好的耐腐蚀性和高强度。

02第二相析出行为碳氮化物在微合金钢中，常见的碳氮化物有TiN、NbN、VN等，它们在钢中以微小颗粒的形式存在，对钢的性能产生重要影响。

氧化物微合金钢中的氧化物主要是Al2O3和MnO，它们在钢中起到夹杂物的作用，影响钢的强度和韧性。

氮化物氮化物如TiN和CrN在微合金钢中起到细化基体组织和提高耐磨性的作用。

第二相的种类均质形核在钢液凝固过程中，第二相粒子在基体中的均质形核是由于溶质原子的富集和过冷度引起的。

非均质形核第二相粒子在钢中的夹杂物、位错等缺陷上异质形核。

形核在钢的凝固过程中，溶质原子在过冷度的作用下开始形核。

长大随着温度的降低，形核后的第二相粒子开始长大，形成颗粒状或棒状结构。

粗化随着温度的继续降低，第二相粒子逐渐粗化，最终形成稳定的组织结构。

含钛高强钢中夹杂物析出行为研究

铌作为低合金高强度结构钢中最典型的微合金化元素，与碳、氮形成的析出物起到显著的细晶强化与沉淀强化作用，有效提高了结构钢的强韧
性，因而Ｎｂ微合金化钢得到广泛应用ｌ＿１］。但昂
Ｓｕｎ等＿７和Ｂａｓｕ等ｌ＿５］研究基础上进一步研究表明，在Ａｌ — Ｔｉ脱氧钢中，钛合金化后钢液中的Ｔｉ局部富集形成氧化钛，被Ａｌ还原后形成的空隙型Ａｌ — Ｔｉ — Ｏ夹杂，对钢液具有较好的润湿作用，液
的冷却和卷取过程中析出细小、弥散的ＴｉＥ颗
粒，具有较强的沉淀强化作用］。因此，作为降
低高强结构钢成本的重要措施，以Ｔｉ代Ｎｂ或提
Ｔｉ降Ｎｂ的合金化策略引起了钢铁企业及科研机
构的兴趣。陈学文等ｌ＿４指出，仅通过细晶强化无法冶炼强度为４５０～７００ＭＰａ的高强钢，还需提高钢中的Ｔｉ含量（０．ｏ４～０．１４）来增加钢中细小ＴｉＣ颗粒的数量，利用其沉淀强化作用提高
摘要：以不同钛含量（０．０３２～０．１５３）的高强钢为研究对象，利用ＳＥＭ、ＥＤＳ等对钢中氧化物及氮化物夹
杂的形貌、组成、数量及尺寸分布进行表征，结合热力学与动力学计算，对ＴｉＮ的析出行为进行分析。结果表明，当钢中Ｔｉ含量较低（Ｏ．０３２）时，冶炼过程会形成富含ＭｇＡｌ０的多边形高熔点固态夹杂，易造成水口堵塞；当Ｔｉ含量大于０．１０６时，钢中形成了富含ＴｉＡｌ２０的液态球形夹杂，可通过上浮去除，不易堵塞水口；Ｃａ处理能将低钛钢中的夹杂改性为低熔点的铝酸钙，不仅降低了水口堵塞风险，还能还原夹杂物中的Ｔｉ，提高Ｔｉ的收得率。含钛高强钢中夹杂物平均尺寸为１～２ｍ，氮化物平均尺寸为１～３ｍ，其均随着Ｔｉ含量的增加而稍有增加。当Ｔｉ含量小于０．０４时，将钢中Ｎ含量控制在０．００１８以下，能有效减小ＴｉＮ的析出尺寸；当Ｔｉ含量大于０．１时，实际工业生产中很难阻止ＴｉＮ的液析，但可通过提高钶中细小氧化物的数量，

《奥氏体钢冷轧及退火后的组织与性能研究》

《奥氏体钢冷轧及退火后的组织与性能研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，奥氏体钢因其良好的力学性能和加工性能，在各个领域得到了广泛的应用。

而冷轧和退火作为奥氏体钢加工过程中的重要环节，对钢材的组织和性能具有重要影响。

因此，对奥氏体钢冷轧及退火后的组织与性能进行研究，有助于深入了解其加工过程和性能变化规律，为实际生产提供理论依据。

二、奥氏体钢冷轧过程研究1. 冷轧原理及工艺冷轧是一种通过压力将金属板材加工成所需形状和尺寸的工艺。

在冷轧过程中，奥氏体钢的晶粒会发生变形，晶界逐渐模糊，组织结构发生变化。

冷轧工艺包括轧制速度、轧制温度、轧制力等多个参数，这些参数对奥氏体钢的组织和性能具有重要影响。

2. 冷轧后的组织结构冷轧后，奥氏体钢的组织结构发生变化，晶粒细化，晶界增多，位错密度增加。

这些变化使得钢材的力学性能得到提高，如强度、硬度等。

同时，冷轧过程中可能产生一定的残余应力，对钢材的性能产生一定影响。

三、退火处理及对组织与性能的影响1. 退火原理及工艺退火是一种通过加热和保温过程，使金属材料内部组织结构发生变化，以达到改善性能的工艺。

对于奥氏体钢而言，退火可以消除冷轧过程中产生的残余应力，使晶粒重新长大，恢复一定的塑性。

退火工艺包括退火温度、保温时间等多个参数。

2. 退火后的组织结构与性能变化退火后，奥氏体钢的组织结构发生明显变化，晶粒重新长大，位错密度降低。

同时，退火可以消除冷轧过程中产生的残余应力，使钢材的塑性得到恢复。

此外，退火还可以改善钢材的力学性能、耐腐蚀性能等。

四、实验方法与结果分析1. 实验材料与方法选用一定成分的奥氏体钢作为实验材料，通过冷轧和退火处理，观察其组织结构和性能变化。

采用金相显微镜、扫描电子显微镜等手段观察组织结构，通过拉伸试验、硬度试验等手段测试性能。

2. 结果与分析通过实验观察和测试，发现冷轧后奥氏体钢的组织结构发生变化，晶粒细化，位错密度增加。

退火后，晶粒重新长大，位错密度降低，残余应力得到消除。

罩退工艺对冷轧板力学性能的影响

罩退工艺对冷轧板力学性能的影响发表时间：2020-12-08T08:18:24.175Z 来源：《中国科技人才》2020年第23期作者：秦晓岭1 石建强2 杨哲1 [导读] 退火工艺与冷轧板的力学性能有着很密切的关系，退火加热温度越高、保温时间越长，冷轧成品的晶粒越粗大，反之则晶粒越细小，而合适的晶粒等级可有效改善冷轧板的综合成形性能。

1.河钢邯钢公司冷轧厂河北邯郸 056015；2.河钢邯钢公司技术中心河北邯郸 056015摘要：退火工艺与冷轧板的力学性能有着很密切的关系，退火加热温度越高、保温时间越长，冷轧成品的晶粒越粗大，反之则晶粒越细小，而合适的晶粒等级可有效改善冷轧板的综合成形性能。

以钢种SPCC为例，对各个影响因素进行逐个分析研究，进而优化生产工艺，提高生产效率。

关键词：退火工艺；力学性能；保温时间退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却（通常是缓慢冷却，有时是控制冷却）的一种工艺，退火工艺。

带钢退火工艺制度根据钢的化学成分、产品技术标准、带钢尺寸和卷重等因素决定。

退火中必须保证卷层间不粘结，表面不出现氧化，中高碳钢、合金钢不脱碳，汽车板要能获得好的深冲性能。

1、退火温度的影响从理论上说，保温温度就是再结晶温度，但再结晶温度不是一个固定的温度，而是一个范围，一般在570～720℃。

根据金属学原理，冷轧时累计变形程度越小，再结晶温度越高，反之，再结晶温度越低。

退火温度一般根据产品性能要求的不同而确定，此外，卷重越大，钢板越厚，保温温度应越高，对易产生粘结和薄规格带钢，保温温度要适当降低。

当退火温度在再结晶温度以下时，只能发生回复过程，内部残余应力降低，而强度和伸长率变化很小；当退火温度正好超过了再结晶温度范围时，则可以完成再结晶过程，内部残余应力全部释放，强度硬度急剧下降，而伸长率急剧上升；当退火温度达到再结晶范围以上一定数值时，则在再结晶以后还继续发生新等轴晶的长大过程，而且温度越高，长大的尺寸越大。

轻质钢的研究进展(一)——富Al无间隙原子钢和铁素体轻质钢

轻质钢的研究进展(一)——富Al无间隙原子钢和铁素体轻质钢杨旗;王俊峰;丛郁;王利【摘要】轻质钢是在超低碳钢或C-Mn钢基础上添加Al元素而形成的Fe-Al或Fe-Mn-Al-C合金钢.简要介绍了Al元素对钢的密度、相组织构成和基体碳化物形成的影响,并依据合金成分和相组织构成将轻质钢大致分为单一铁素体钢(多为富Al 无间隙原子钢,即Al-IF钢)、铁素体钢(多为δ-TRIP钢)、铁素体—奥氏体双相钢和奥氏体钢四类.重点阐述了Al-IF钢和δ-TRIP钢的微观组织特征、力学性能和强韧化机制,为进一步研究开发上述种类轻质钢提供参考.【期刊名称】《宝钢技术》【年(卷),期】2015(000)003【总页数】10页(P1-10)【关键词】轻质钢;Al-IF钢;δ-TRIP钢【作者】杨旗;王俊峰;丛郁;王利【作者单位】宝山钢铁股份有限公司,上海201900;汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室(宝钢),上海201900;上海交通大学,上海200240;宝山钢铁股份有限公司,上海201900;宝山钢铁股份有限公司,上海201900;汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室(宝钢),上海201900【正文语种】中文【中图分类】TG142.2Key words：lightweight steel; Al-IF steel; δ-TRIP steel提高汽车用钢的比强度(强度与密度之比)可以实现汽车轻量化。

目前主要途径是使用高强钢和先进高强钢。

先进高强钢从第一代发展至第三代,在提高强度的同时使材料具有良好的强度和延展性匹配以及合理的成本。

提高钢板比强度的另一途径是在维持良好力学性能的基础上降低钢板材料的密度。

轻质钢(又称低密度钢)的开发正是基于后一观念。

轻质钢研究始于耐蚀性需求。

1958年Ham和Cairns[1]首先开发出成本低廉的Fe-34Mn-10Al-0.76C奥氏体钢拟取代Cr-Ni不锈钢用于次腐蚀性环境中(文中合金元素含量无特殊说明均以质量分数计量),随后研发人员积极探索用Al和Mn分别替代Cr和Ni来提高碳钢的耐蚀性和高温抗氧化性。