双相钢

摘要： 通过单向热拉深试验研究了第二代先进高强度DP1180钢的力学性能和成形性能,对试验数据进行处理可以得到100~600°C下的真实应力应变曲线以及在各个温度条件下的力学性能参数。室温~400°C时DP1180高强钢板料的极限拉深直径随着温度的升高而升高,极限拉深比由常温下的2.07增加至2.3,极限拉深性能提升了11.6%。当温度升高至450°C时,由于出现蓝脆现象,其极限拉深直径反而减小,继续加热至550°C时,蓝脆现象消失,拉深极限增大14%,筒形件拉深试样的成形性能提高。单向热拉深试验表明DP1180高强钢板的蓝脆温度范围为200~300°C,但在热拉深试验中,蓝脆温度上升到450°C,原因是加热速度快且在冲击载荷的作用下,蓝脆温度增大。

摘要： 为了进一步提高双相钢的性能,通过合理的化学成分设计,在实验室研发了1500 MPa级Nb-Ti微合金化的高伸长率冷轧双相钢,并且利用连退模拟试验机、扫描电镜等设备,系统研究了退火温度和过时效温度对双相钢组织性能的影响。结果表明,抗拉强度随着退火温度的升高而增大,在840°C时可达到1650 MPa。当温度继续升高时,组织中开始出现回火马氏体,抗拉强度略有下降。随着过时效温度的升高,组织中的回火马氏体含量减小,淬火马氏体含量增大,温度继续升高后,还有部分贝氏体生成,因此伸长率总体上不断增大,在380°C时抗拉强度可达1520 MPa,伸长率达到8.3%,获得最佳力学性能。

摘要： 对厚度1.4 mm、1200 MPa高强双相钢进行了电阻点焊工艺试验,结合拉伸试验结果,分析了接头界面断裂及纽扣断裂失效的原因。结果表明:相同焊接工艺下,纽扣断裂吸能效果较好,高达45 kJ左右。缩孔类焊接缺陷的存在会导致接头结合面处可承受的极限剪切力降低,实际熔核直径变小,裂纹容易在此处萌生,倾向于界面断裂失效;焊核无缺陷情况下,熔核强度高,焊点圆周附近产生较大的应力集中,裂纹最先在此处产生,随加载力增大,裂纹向热影响区扩展,并贯穿整个板材厚度,最终表现为纽扣断裂失效。

摘要： 在相同生产工艺条件下,完成了Cr-Mo系与高Al系两种成分DP590合金化镀锌板生产试制,并对其组织、镀层质量及力学性能进行了详细对比。结果表明,高Al系DP590相较Cr-Mo系DP590,基体微观组织更加均匀,具有更高的延伸率和n值,综合性能更优良。但由于高Al系DP590中Al元素添加过多,会在基板表面形成氧化物富集,影响锌液浸润性从而造成漏镀,需要增加预氧化功能或提高退火炉露点减少漏镀。

摘要： 采用OM、SEM检测手段以及利用扩孔实验方法,研究了退火工艺对780 MPa级微合金化双相钢扩孔性能的影响规律,从而为退火工艺的制定提供指导。结果表明,在加热温度800°C、缓冷温度690°C、快冷温度300°C和过时效温度290°C的条件下,实验钢的扩孔率为29.4%;快冷温度、加热温度、过时效温度和缓冷温度对扩孔率的影响依次减弱;新生铁素体含量、铁素体总量、马氏体回火对扩孔率的影响相对较小,贝氏体含量对扩孔率的影响最大。

摘要： 介绍了DP600厚度2.0 mm以上窄搭接难焊的原因;对DP600厚度2.5 mm与DX51D厚度2.5 mm的窄搭接焊缝断带的原因进行了分析;研究了焊接工艺参数对焊缝质量的影响。结果表明:焊接电流为19.0 kA,焊轮移动速度为5.8 m/min,电极压力为22 kN,操作侧搭接量为1.7 mm,传动侧搭接量为2.6 mm时,焊接工艺参数最佳,焊缝质量良好。

摘要： 通过单轴预应变拉伸试验、冲压成形试验、模拟分析,对TRIP780及DP780钢的力学性能与成形性能进行了研究,并对TRIP钢冲压成形过程中残留奥氏体的转变及对性能的影响进行了分析。结果表明:与DP780钢相比,TRIP780钢具有更好的塑性、强度及加工硬化性能,并且后者的应变硬化指数n值在5%~25%的应变阶段可以保持在0.2以上。TRIP效应能有效抑制预应变对应变硬化性能及塑性的消耗,从而使TRIP780钢具有更好的二次硬化性能。在冲压成形过程中,随着应变比的增加,应变状态更接近平面应变,残留奥氏体转变量逐渐增加。

摘要： 目前国内已有的BB3型注水泵流量大多在60~300 m^(3)/h、扬程在800~1200 m,流量超过300 m^(3)/h、扬程超过1400 m的比较少见。本文介绍了一种适合国内生产、成本相对较低、安装维护方便的大流量BB3型高压注水泵,对该注水泵的设计、生产加工过程和其中的关键技术进行了详细阐述。

摘要： 文中以3种强度级别的双相钢(DP780,DP980,DP1180)和B1500HS热成形钢的电阻点焊接头为研究对象,研究了DP钢强度对点焊接头拉剪性能的影响,分别观察和分析了接头宏观形貌和微观组织,测试和分析了接头的硬度分布及接头的断裂模式。结果表明,DP钢强度对接头的拉剪强度影响很小,但会影响其断裂模式。B1500HS/DP780的断裂是焊核从DP钢侧拔出,另2种的则是焊核从B1500HS侧拔出,但它们的初始起裂位置均位于亚临界热影响区。B1500HS侧亚临界热影响区软化严重,较基体硬度下降约29%~36%,而DP780无明显软化现象,DP980和DP1180侧的亚临界热影响区软化率分别为17%和25%。说明在异种材料电阻点焊过程中其热影响区的软化程度会影响点焊接头的断裂模式。

摘要： 采用电化学充氢、慢拉伸试验、热脱附氢检测装置(Thermal Desorption Spectroscopy,TDS)分析以及扫描电镜(Scanning Electron Microscope,SEM)方法对汽车用1000 MPa级别双相钢(DP980)的氢致延迟开裂行为进行研究。结果发现,DP980组织结构为铁素体、马氏体双相组织,同时在基体中含有大量NbTi析出相。随着充氢电流密度从0 mA/cm^(2)增加到16 mA/cm^(2),试样内部氢含量从0.68×10^(-6)mg/kg提高至2.10×10^(-6)mg/kg,氢致延迟断裂敏感系数由3.1%增加至5.4%。采用扫描对断口进行分析,断口状态呈现韧窝状,不具有显著的氢脆敏感性。可以看出,DP980随氢含量增加氢脆敏感性增加。

摘要： 2205双相钢在石油、天然气、高压储罐和高压管道等化工行业得到了广泛的应用.本文根据2205双相钢材料优良性能,结合膨胀节的焊接特点,对焊接工艺过程进行控制,提高了焊接接头的塑性和韧性,保证了焊接接头的性能试验合格,满足厚壁膨胀节管坯的设计制造要求.

摘要： 采用连续退火模拟试验机模拟连退生产工艺,研究了过时效段温度和时间对双相钢力学性能的影响.试验结果表明:随着过时效温度的提高,双相钢的屈服强度增加,抗拉强度降低,断后伸长率增大.随着过时效时间的延长,双相钢的力学性能没有明显的变化趋势.

摘要： 为了研究Nb对双相钢组织和性能的影响,本研究采用小炉冶炼,制备添加Nb和不添加Nb的冷轧双相钢,并采用相同工艺生产最终制备出符合标准的DP780.同时利用拉伸试验机对试样力学性能进行对比分析,借助金相显微镜、扫描电镜及透射电镜等分析测试手段,研究Nb对DP780组织和性能的影响作用机理.结果表明,添加Nb微合金显著改善DP780的组织均匀性,具有消除或减轻带状组织的作用,使马氏体组织均匀弥散分布.此外,铁素体组织中分布20～50nm尺寸的细小析出相,从而提高成品的综合性能.力学测试结果表明,Nb微合金对DP780的抗拉强度的影响不明显,具有提高屈服强度的作用,同时可显著提高其伸长率,断后伸长率由14％提高到19％.

摘要： 在现场大生产条件下对1000MPa级Nb微合金化双相钢进行连续退火工艺研究,主要研究了不同连续退火工艺对带钢金相组织和力学性能的影响.结果表明:随着均热温度或缓冷温度升高,马氏体含量增加,抗拉及屈服强度增大;快冷(时效)温度由300°C降低至250°C时,抗拉强度增大.均热温度850°C,缓冷700°C,快冷(时效)温度250°C时,带钢获得最佳力学性能,屈服强度达660MPa,抗拉强度为1050MPa,延伸率12％.

摘要： 在现场大生产条件下对1000MPa级Nb微合金化双相钢进行连续退火工艺研究,主要研究了不同连续退火工艺对带钢金相组织和力学性能的影响.结果表明:随均热温度或缓冷温度升高,马氏体含量增加,抗拉及屈服强度增大;快冷温度由300°C降低至250°C时,抗拉强度增大.均热温度850°C,缓冷700°C,快冷温度250°C时,带钢获得最佳力学性能,屈服强度达660MPa,抗拉强度为1050MPa,延伸率12％.

摘要： 在不改动现有层流冷却设备系统的前提下,为满足热轧双相钢冷却的工艺需求,根据现场冷却集管布置信息,采用卷取温度模型进行两段冷却工艺模拟计算,在满足铁素体弛豫时间、马氏体临界转变速度和卷取温度多目标冷却要求的条件下,对冷却线的极限冷却能力、适应的厚度范围、轧制速度区间、冷却速率调整范围进行模拟研究,并给出热轧双相钢冷却工艺窗口建议,为现场热轧双相钢试制提供工艺支持.

摘要： 针对6061-T6铝合金和DP600双相钢的电阻点焊,焊前采用冷喷涂方法在铝合金母材待焊表面制备镍中间层,焊接时在电极和铝合金间添加低碳钢板辅助工艺垫片.借助金相显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪和万能试验机,研究了点焊接头的组织、力学性能及镍层的作用机理.结果表明,接头界面明显,铝合金侧和钢侧分别形成了鼓状和椭圆形熔核.铝合金侧熔核近熔核线区为树枝晶,熔核中心为等轴晶;双相钢侧热影响区为马氏体和铁素体,熔核中心为较粗大的板条状马氏体.镍中间层可在一定程度上阻止焊接过程中Al-Fe的互扩散,抑制Al-Fe金属间化合物的形成,界面金属间化合物层厚度小于2μm,接头平均拉剪力达5.17kN.

摘要： 通过将冷轧辊缝断面变形区离散为若干条元,并对各条元的力平衡关系进行分析,借助Mises平面变形屈服准则建立起表征冷轧辊缝区塑性应力分布的轧制力计算模型.基于DP590和DP780双相钢准确的变形抗力模型,通过生产实例对轧制力模型进行了有效性验证.结果表明,所建立的离线轧制力模型与现场在线模型对轧制力的设定误差小于5％,模型具有较高的计算精度.

摘要： 通过大样电解实验对汽车钢DP780进行了研究,结果表明,稳态铸坯中大型夹杂物以SiO2、SiO2-Al2O3和SiO2-MnO复合氧化物为主;头坯中大型夹杂物以SiO2和SiO2-CaO氧化物夹杂为主;混浇坯中大型夹杂物以SiO2和Al2O3-CaO-MgO复合氧化物为主,尾坯中大型夹杂物以SiO2、SiO2-Al2O3-MnO和SiO2-Al2O3-CaO等复合氧化物为主.稳态坯各样大型夹杂物含量平均为34.25mg/10kg,处于正常水平.头坯大型夹杂物含量为39mg/10kg,比稳态坯高14％,混浇坯大型夹杂物含量平均为33.5mg/10kg,尾坯大型夹杂物含量为35mg/10kg,与稳态坯基本一致.颗粒度在50μm～700μm之间.

摘要： 通过大样电解实验对汽车钢DP780进行了研究,结果表明,稳态铸坯中大型夹杂物以SiO2、SiO2-Al2O3和SiO2-MnO复合氧化物为主;头坯中大型夹杂物以SiO2和SiO2-CaO氧化物夹杂为主;混浇坯中大型夹杂物以SiO2和Al2O3-CaO-MgO复合氧化物为主,尾坯中大型夹杂物以SiO2、SiO2-Al2O3-MnO和SiO2-Al2O3-CaO等复合氧化物为主.稳态坯各样大型夹杂物含量平均为34.25mg/10kg,处于正常水平.头坯大型夹杂物含量为39mg/10kg,比稳态坯高14％,混浇坯大型夹杂物含量平均为33.5mg/10kg,尾坯大型夹杂物含量为35mg/10kg,与稳态坯基本一致.颗粒度在50μm～700μm之间.

摘要： 本发明的双相不锈钢的一方式以质量%计，含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.1～7.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～0.0010%、Ni：0.5～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.10～0.30%、Al：0.05%以下、Ca：0.0010～0.0040%以及Sn：0.01～0.2%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；Ca和O的含量的比率Ca/O为0.3～1.0；用（1）式表示的孔蚀指数PI低于30；PI＝Cr＋3.3Mo＋16N （1）。

摘要： 本发明的双相不锈钢的一方式以质量%计，含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.1～7.0%、P：0.05%以下、S：0.0001～0.0010%、Ni：0.5～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.10～0.30%、Al：0.05%以下、Ca：0.0010～0.0040%以及Sn：0.01～0.2%，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；Ca和O的含量的比率Ca/O为0.3～1.0；用（1）式表示的孔蚀指数PI低于30；PI＝Cr＋3.3Mo＋16N （1）。

摘要： 本发明涉及一种细化双相不锈钢中铁素体晶粒尺寸的方法及双相不锈钢，属于双相不锈钢技术领域，用于解决现有双相不锈钢细晶制备工艺苛刻，轧制变形量大的问题。方法包括：步骤一、将双相不锈钢铸锭进行锻造和/或热轧，控制最终锻造或者热轧温度为T50+T；然后空冷至室温得到钢坯；T50表示双相不锈钢中铁素体体积百分含量为50％的加热温度；T＝70～110°C；步骤二、将钢坯进行冷轧，冷轧的变形量为8％～50％；步骤三、将冷轧后的钢坯在T50温度进行固溶处理，固溶处理后冷却至室温得到双相不锈钢。本发明的方法能同时细化双相不锈钢中奥氏体和铁素体晶粒，得到的双相不锈钢综合性能优异。

摘要： 本发明提供具有高强度、高韧性和优良的耐腐蚀性的优良的双相不锈钢和双相不锈钢无缝钢管。具有以质量％计含有C：0.002～0.03％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.10～1.5％、P：0.040％以下、S：0.0005～0.020％、Cr：20.0～28.0％、Ni：4.0～10.0％、Mo：2.0～5.0％、Al：0.001～0.05％和N：0.06～0.35％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有以体积率计含有20～70％的奥氏体相和30～80％的铁素体相的组织，屈服强度YS为448MPa以上，平均粒径为1μm以上的氧化物系夹杂物的个数密度为15个/mm2以下，氧化物系夹杂物中含有Al的氧化物系夹杂物的比例为50质量％以下。

摘要： 本发明提供抑制点蚀的发生的双相不锈钢。基于本公开的双相不锈钢含有如下的化学组成和显微组织：所述化学组成以质量％计为Cr：大于27.00％且为29.00％以下、Mo：2.50～3.50％、Ni：5.00～8.00％、W：4.00～6.00％、Cu：0.01％以上且小于0.10％、N：大于0.400％且为0.600％以下、C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、sol.Al：0.040％以下、V：0.50％以下、O：0.010％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、以及余量：Fe和杂质，且满足式(1)；所述显微组织由35～65体积％的铁素体相以及余量的奥氏体相组成，在铁素体相内析出的Cu的面积率为0.5％以下。Cr+4.0×Mo+2.0×W+20×N‑5×ln(Cu)≥65.2···(1)。

摘要： 提供一种低温韧性优异的双相不锈钢。双相不锈钢的化学组成以质量％计含有C：0.03％以下、Si：0.1～0.8％、Mn：2.3％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：3～7％、Cr：20～28％、Mo：0.5～2.0％、Cu：大于2.0％且为4.0％以下、Co：0.02～0.5％、N：0.1～0.35％、O：0.010％以下等，所述双相不锈钢具有包含奥氏体相和铁素体相的组织，所述铁素体相的面积率为30～60％，在用电子探针显微分析仪测得的Ni含量的分布中，将频率的两个极大值中Ni含量高的一侧的极大值设为Ni

摘要： 本发明涉及双相不锈钢钢材，其包含铁素体相和奥氏体相。所述钢材作为金属成分组成含有从V：0.01～0.50质量％、Ti：0.0001～0.0500质量％、Nb：0.0005～0.0500质量％和Ta：0.01～0.50质量％的X群元素中选择的至少一种，所述钢材具有复合夹杂物、或者复合夹杂物和夹杂物，所述夹杂物包括氧化物、硫化物和氧硫化物中的至少一种，所述复合夹杂物以所述夹杂物为核并且在所述核的周围具备含有Cr和至少一种所述X群元素的碳化物或氮化物的外壳，所述复合夹杂物的个数比例是所述夹杂物的个数总和的30％以上。

摘要： 一种热轧双相钢及预防该热轧双相钢扁卷的制造方法，主要是解决现有热轧双相钢生产时扁卷的问题。本发明提供一种热轧双相钢，该双相钢由铁素体及马氏体组成，其化学成分的质量百分数为：C:0.05％～0.10％、Mn:1.40％～1.70％、Si:0.35％～0.60％、P:≤0.03％、S:≤0.01％、Als:0.015％～0.07％、Nb:0.01％～0.04％，余量为铁和不可避免杂质。并且提供了预防该热轧双相钢扁卷的制造方法，实现步骤如下：铁水预处理→转炉冶炼→炉外精炼→宽板坯连铸→2300mm机组热连轧→卷取→检验→包装出厂。本发明的工艺方法生产成本低，并且有效地改善热轧双相钢的扁卷问题，降低了在生产中由于扁卷所造成的无法上机开卷，导致钢卷无法使用造成不必要的经济损失。

摘要： 本发明公开一种高强度马氏体/铁素体双相钢强韧化处理工艺及双相钢，通过高温锻造与中温锻造两次锻造工艺和两相区淬火工艺，采用“层片状细化”工艺代替传统“颗粒状细化”工艺，最终获得晶粒细小的“层片状铁素体+层片状板条马氏体”两相组织双相钢；避免了传统“颗粒状细化”引起n值(应变硬化指数)降低对塑性的不利影响，实现了晶粒的“层片状细化”，达到晶粒细化的效果，完成强韧化处理；通过本发明处理工艺得到的双相钢中马氏体组织含量不低于40％，与普通工艺处理的样品对比，其抗拉强度σ

摘要： 本发明公开了一种降低双相钢中氮含量的方法，包括：转炉出钢时依次加入锰合金、硅合金和铝合金，采用不完全脱氧的方式，使转炉出钢后的氧含量在预设含量范围内；转炉出钢后在精炼工序中采用喂铝线的方式完全脱氧。本发明还公开了一种双相钢的冶炼工艺，包括：脱硫，转炉炼钢，精炼和连铸；所述转炉工序中，出钢时依次加入锰合金、硅合金和铝合金，采用不完全脱氧的方式，使转炉出钢后的氧含量在预设含量范围内；所述精炼工序中采用喂铝线的方式完全脱氧。本发明提供的降低双相钢中氮含量的方法及双相钢的冶炼工艺，有效降低了钢水中的氮含量，进而降低了成品的氮含量。本发明还公开了一种采用上述冶炼工艺加工而成双相钢，同样具有上述技术效果。