高扩孔型铁素体/贝氏体双相钢组织性能研究

对540MPa级铁素体/贝氏体双相钢的组织性能进行分析研究。结果表明,试验钢的显微组织为85%左右的铁素体加上15%左右的贝氏体;铁素体晶粒尺寸细小,基体中有较高的位错密度和大量细小弥散的析出物;贝氏体在铁素体基体上分布均匀,以板条状为主,板条间分布有较多碳化物颗粒。通过合适的成分设计和控轧控冷手段获得的铁素体/贝氏体双相钢组织形态,可较好地保证材料所需的强度-拉伸凸缘性能匹配。

铁素体/贝氏体双相钢的延伸凸缘性能研究

采用多功能板料成形机,研究了铁素体/贝氏体双相钢的延伸凸缘性能与铁素体晶粒尺寸、贝氏体体积分数、制样工艺、扩孔工艺之间的关系,并与铁素体/马氏体双相钢的试验结果进行对比分析。结果表明,钢的组织形态和制样工艺对延伸凸缘性能影响显著,减少钢中各相强度差和改善孔缘状态可有效提高延伸凸缘性能。

铁素体/贝氏体双相钢循环载荷作用下变形行为的模拟研究

为了避免铁素体/贝氏体双相钢管线管在服役过程中的交变载荷作用下引起的塑性损伤,采用有限元模拟方法,建立了Chaboche随动强化模型,研究了铁素体/贝氏体双相钢在循环应变载荷作用下的变形行为。结果显示,在循环应变作用下,应变优先在铁素体中形成累积,并在铁素体、贝氏体界面集中;随应变幅的增大,应变带在铁素体中形成,而贝氏体内累积应变增加不大,两相界面应变差增大。研究表明,铁素体内应变和两相应变差的增加将降低双相钢的塑性变形能力。

卷取温度对热轧酸洗低碳铁素体/贝氏体双相钢力学性能的影响

为了生产出力学性能理想的热轧酸洗低碳铁素体/贝氏体双相钢,针对不同卷取温度对C–Mn系低碳铁素体/贝氏体双相钢力学性能的影响进行研究。结果表明:对于含碳量较低的铁素体/贝氏体双相钢,在贝氏体区采取不同的卷取温度,将获得不同形貌的贝氏体组织,同时影响组织的晶粒度级别,进而对屈服强度、抗拉强度和延伸率等力学性能产生重要影响。通过合理控制卷取温度,可以生产出高强度、高延伸率、低屈强比的优质铁素体/贝氏体双相钢。

两相区退火对铁素体/贝氏体双相钢组织性能的影响

通过热模拟试验机、显微硬度计、电子万能拉伸试验机、光学显微镜和扫描电镜研究了不同两相区退火工艺对铁素体/贝氏体双相钢组织和力学性能的影响。结果表明,当采用传统的两相区退火工艺时,组织由铁素体、贝氏体和少量马氏体组成,且呈明显的带状。而淬火+两相区退火工艺可以细化组织,得到板条状的铁素体/贝氏体双相组织,并抑制马氏体组织的生成。此外,不同工艺两相区退火得到了体积分数相近的铁素体。与传统的两相区退火工艺相比,淬火+两相区退火工艺可以显著降低试验钢的屈强比并提高伸长率。

铁素体／贝氏体双相钢的变形和断裂特性

对一种低碳硅锰钢进行TMCP实验，获得了不同铁素体形态的铁素体／贝氏体双相钢（FB钢）．研究了FB钢在单轴拉伸下的变形行为及断裂特性，结果表明：在均匀塑性变形阶段，FB钢的瞬时加工硬化指数n＊值与真应变ε的关系曲线可分为n＊值较高、n＊值随ε缓慢下降以及n＊值随ε迅速下降三个阶段．与等轴铁素体／贝氏体双相钢相比，准多边形铁素体／贝氏体双相钢的强度和低应变区的n＊值均比较高．FB钢拉伸试样颈缩区的孔洞或微裂纹产生在F—B相界面附近和铁素体内，有助于减弱裂纹尖端附近的局部应力集中，改善钢材的抗裂纹扩展性能．

超高强铁素体/贝氏体双相钢的控轧控冷

通过实验室热轧机组的控轧控冷试验,研究了控轧控冷参数对超高强铁素体/贝氏体双相钢组织性能的影响。结果表明,采用不同温度终轧,轧后不同方式冷却,抗拉强度几乎都在1 000MPa以上,屈强比在0.54～0.62之间,伸长率在13%～17%之间。铁素体晶粒随终轧温度降低和冷却速度加快而细化;终冷温度降低,贝氏体量增多。经800℃终轧后层流冷却至560℃左右空冷,由于铁素体晶粒细化,组织中大量的粒状贝氏体、无碳化物贝氏体、少量的孪晶马氏体以及残余奥氏体的存在使抗拉强度达1 130MPa,伸长率达16%,强塑积达到18 080MPa.%的最高值。控轧控冷获得以铁素体/贝氏体双相组织为主并含有少量残余奥氏体+马氏体的复相组织,使试验钢具有了优异的力学性能。

铁素体贝氏体双相钢延伸凸缘性能及裂纹扩展行为

以TMCP（Thermo Mechanical Control Process）实验获得的低成本热轧FB（Ferrite/Bainite）钢为研究对象,通过扩孔实验评价FB钢板的延伸凸缘性能,分析显微组织对延伸凸缘性能的影响,并对扩孔过程中FB钢的裂纹扩展行为进行探讨。结果表明：当贝氏体体积分数在19～25%时,热轧FB钢的抗拉强度不低于551 MPa、扩孔率不小于77%,力学性能和延伸凸缘性能综合起来比较良好;裂纹通过孔洞和微裂纹相互扩展、连接的方式进行;当裂纹扩展到硬相的贝氏体时,裂纹沿着铁素体和贝氏体的相界面绕过贝氏体,并切断铁素体继续扩展。

新颖的贝氏体/铁素体双相低碳微合金钢

利用特殊微合金设计及终轧控冷工艺得到超细贝氏体/铁素体双相低碳微合金钢.该钢的组织由原奥氏体晶界上及晶粒内部的约5μm的准多边形铁索体及超细化的贝氏体板条束组成.铁素体的体积分数约20％.该双相低碳微合金钢的强度比同成分的全贝氏体钢略低,但其延伸率却大幅度提高.采取适当的回火处理,该双相钢屈服强度可达到700MPa,而延伸率大于25％,是一种具有高强度、高塑性的新型低碳微合金双相钢.

铁素体/贝氏体双相X80管线钢疲劳性能研究

采用MTS Landmark 370型万能机研究了全壁厚铁素体/贝氏体双相X80管线钢的疲劳性能,并通过SEM方法对钢的组织及断口进行了分析。结果表明,铁素体/贝氏体双相钢中的铁素体有大角度晶界,而贝氏体由小角度晶界的贝氏体铁素体及细小的马氏体/奥氏体(M/A)岛构成。疲劳裂纹主要在钢板表面凹坑处萌生;疲劳强度S与寿命N的关系为S=2 973×N-0.14;在裂纹扩展过程中,铁素体晶界、贝氏体及贝氏体组织中的M/A岛对疲劳裂纹扩展有抑制作用。

分段冷却工艺对微合金铁素体-贝氏体双相钢组织和性能的影响

利用Gleeble-1500型热模拟试验机测定了微合金铁素体-贝氏体双相钢变形后的连续冷却转变曲线;根据试验钢相变规律,研究了单道次变形后分(两)段水冷工艺的保温时间和保温温度对试验钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:随着保温温度的升高(630～700℃),试验钢铁素体尺寸略微增大,强度和伸长率先增大后减小,在保温温度为680℃时性能最佳;680℃时随着保温时间的延长(5～10 s),铁素体晶粒尺寸逐渐增大,均为等轴状,其强度和伸长率呈下降趋势,在保温时间为5 s时综合性能最佳。

铌钛微合金化铁素体-贝氏体双相管线钢再加热时奥氏体晶粒的长大行为

采用Thermo-calc热力学软件以及硬度仪、光学显微镜、扫描电镜、透射电镜等研究了铌钛微合金化铁素体-贝氏体双相管线钢在1 050~1 220℃再加热过程中奥氏体晶粒的长大行为以及铌的固溶行为对晶粒尺寸的影响。结果表明：在试验温度范围内,试验钢奥氏体晶粒的平均尺寸随再加热温度升高而增大;增加铌含量能有效抑制奥氏体晶粒长大,但当铌的质量分数增至0.080%时,奥氏体晶粒的大小和分布不均匀;再加热过程中钛在奥氏体中主要以沉淀相存在,铌在奥氏体中的固溶量随温度升高呈＂S＂形增加,未固溶铌含量是影响奥氏体晶粒尺寸的关键因素;试验钢中碳和钛的质量分数分别为0.065%和0.01%时,控制未固溶铌的质量分数高于0.005%即可将奥氏体晶粒尺寸有效控制在100μm以内。

终轧温度和冷却工艺对铁素体贝氏体双相钢组织和力学性能的影响

利用Gleeble-2000D热模拟机、550 mm轧机、扫描电镜等研究了终轧温度和冷却工艺对铁素体贝氏体双相钢组织和性能的影响。首先,在水冷-空冷-水冷模式下研究终轧温度对显微组织和力学性能影响,结果表明:随终轧温度降低,基体组织带状加剧,且铁素体形态由多边形转变为沿轧制方向变形的椭圆形;当终轧温度低于800℃时,铁素体比例明显增加,贝氏体比例下降,抗拉强度下降。其次,在850℃的终轧温度下研究了冷却工艺对显微组织和力学性能的影响,结果表明:当终轧后冷却方式为水冷时,基体组织以准多边形铁素体和针状铁素体为主,伸长率较低;终轧后采用水冷-空冷-水冷方式冷却时,基体组织以块状铁素体和贝氏体为主,伸长率较高。

贝氏体形态对细晶铁素体/贝氏体双相钢室温力学性能的影响

基于过冷奥氏体动态相变的思想,通过两道次压缩变形结合控制冷却的热模拟轧制工艺,获得不同贝氏体含量及形态的细晶铁素体贝氏体双相钢。通过显微组织观察及力学性能测试,考察了第二相贝氏体特征对双相钢室温拉伸变形行为的影响。研究结果表明,形变后快速冷却可获得无碳板条状贝氏体,较慢的冷速或在贝氏体转变区保温处理可获得粒状贝氏体。贝氏体体积分数大于20%左右的细晶铁素体/贝氏体双相钢具有低的屈服强度,高的抗拉强度,高的伸长率,低屈强比以及连续屈服特性。屈服强度既与铁素体晶粒尺寸相关,也与贝氏体形态和数量相关。板条贝氏体引起的屈服强度提高大于粒状贝氏体,粒状贝氏体具有比板条贝氏体更好的塑性。

贝氏体双相钢中的铁素体控制工艺研究

根据实验钢相变规律,利用Gleeble-1500热模拟机,通过调整双道次变形后两段冷却间的保温温度和保温时间,模拟了热轧贝氏体双相钢的铁素体转变规律。结果表明:随着铁素体开始转变温度由630℃增加到700℃,保温时间均为5 s,铁素体晶粒尺寸由5.58μm增加到6.64μm,体积分数由82.7%增加到83.9%,铁素体硬度由191 HV增加到230 HV;铁素体开始转变温度为680℃随着铁素体转变时间由5 s增加到15 s,铁素体晶粒尺寸由5.99μm增加到6.31μm,体积分数由83.1%增加到86.4%,铁素体硬度由221 HV降低到198 HV。铁素体的晶粒尺寸和显微硬度受铁素体开始转变温度和保温时间的影响较大,而铁素体体积分数受影响较小。实验钢的最优控制工艺应为铁素体转变温度为650~680℃,保温时间为5~10 s。

贝氏体钢中贝氏体铁素体精细孪晶

用高分辨透射电子显微镜观察分析了贝氏体钢贝氏体铁素体的精细结构及其尺寸。观测指出 ,贝氏体铁素体的组织结构可分为三个层次 :贝氏体条束或贝氏体片、亚片条和最小基本单元 ,或者分为四个层次 :贝氏体条束或贝氏体片、亚片条、亚单元和最小基本单元。贝氏体铁素体条束由细小亚片条组成 ,这些亚片条多数是精细孪晶片条 ,它们宽度约为 5 0～ 40nm。细小亚片条间存在孪晶取向关系。多数细小亚片条由大约 5 0～ 2

马氏体对铁素体-贝氏体双相钢机械性能的影响

本文研究的是4种热轧双相钢的组织与性能之间的关系，这4种双相钢中的马氏体相含量在2％～6％之间。研究发现这些双相钢中含有少量马氏体（2％或更多）可以产生连续的屈服行为，具有一般双相钢的特点。这些双相钢中含有大量的贝氏体（47％～74％），不但具有高的机械性能的同时还具有足够的延性。这些钢的应变硬化指数相当低。与普通的C—Mn—Si钢相比，这些双相钢中的合金元素如Cr，Mo和V能显著提高强度。

贝氏体钢中贝氏体铁素体纳米结构

通过ＴＥＭ 和ＨＲＴＥＭ 观察分析了贝氏体钢中贝氏体铁素体的组织结构及其纳米尺度。贝氏体铁素体由亚片条组成，亚片条宽度约１００ ～２００ｎｍ ，长度不等；亚片条又由亚单元组成，其纳米尺度为１００ ～２５０ｎｍ ，形貌呈方形、长方形、圆形和无规则外形等多种形貌；亚单元又由更小的基本单元组成，其尺度约在几个纳米到十几个或二十几个纳米范围。最小单元之间呈小角度界面结合。

等温温度对Ti-Mo微合金高强双相钢相变及组织性能的影响

采用热模拟实验、光学显微镜、显微硬度仪和透射电镜等研究了等温温度对Ti-Mo微合金高强双相钢相变、组织及性能的影响。结果表明:当等温温度在750~725℃时,实验钢组织主要为马氏体+少量贝氏体或铁素体,随着等温温度降低(≤700℃),铁素体含量增多,排碳行为增加了过冷奥氏体的稳定性,抑制了中低温区贝氏体相变,在随后的冷却阶段,过冷奥氏体更倾向转变为马氏体。铁素体与马氏体的显微硬度均随等温温度降低而增加,但进一步降低温度,马氏体硬度基本保持稳定(361 HV0.1);650℃时铁素体显微硬度最高(242 HV0.1),这主要是由于铁素体内部产生了大量细小的相间析出,同时析出强化作用减小了铁素体与马氏体的硬度差异,降低了双相钢强度对马氏体体积分数的依赖性,等温温度较高时,相间析出形成被抑制。

部分奥氏体化和完全奥氏体化铁素体/马氏体双相钢的CCT曲线

采用Formaster热膨胀仪分别测定了部分奥氏体化与完全奥氏体化冷轧热镀锌Fe-CMn-Cr-Nb-Ti系双相钢的CCT曲线,分析了连续冷却过程中的相变规律,从动力学角度分析了部分奥氏体化与完全奥氏体化试验钢CCT曲线的区别。结果表明：在冷速分别为1,3,5℃·s^-1时,部分奥氏体化试验钢的铁素体开始转变温度比完全奥氏体化试验钢的分别高36,25,44℃;与完全奥氏体化试验钢相比,部分奥氏体化试验钢的贝氏体转变在向低冷速区推移的同时,也向高冷速区推移,贝氏体转变冷速范围变宽,为1~40℃·s^-1;当冷速为1~10℃·s^-1时,部分奥氏体化试验钢的贝氏体开始转变温度要低于完全奥氏体化试验钢的,而当冷速为15~20℃·s^-1时,情况则相反;为了保证冷轧热镀锌钢的最终淬火组织为铁素体/马氏体双相组织,冷速需大于40℃·s^-1。