1300 MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能

设计了不同相构成的超高强DH钢,抗拉强度均大于1300 MPa,组织由铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量碳化物构成.对比了不同相构成对超高强DH钢力学性能和应变硬化行为等的影响,并深入研究了残留奥氏体在超高强度DH钢中的作用机制.结果表明:随着马氏体和残留奥氏体体积分数的增大,铁素体体积分数的减小,实验钢屈服和抗拉强度同时升高,而延伸率呈先增大后减小趋势.软韧相铁素体体积分数的减小和硬相马氏体体积分数的增大导致屈服强度和抗拉强度增加.相对于回火马氏体,淬火马氏体对强度的提升更显著,在拉伸过程中转变的残留奥氏体的量是引起延伸率变化的主要原因,组织中显著的带状组织会造成颈缩后延伸率的明显降低.通过对应变硬化行为的分析表明,随着真应变的增大,应变硬化率呈减小的趋势,在真应变大于2%后的大范围内,对于应变硬化率,DH1>DH2>DH3,主要与铁素体体积分数有关;在真应变大于5.73%后,DH2钢的应变硬化率高于DH1钢和DH3钢,主要与DH2钢中更显著的TRIP效应有关.除了残留奥氏体体积分数,残留奥氏体中的碳含量对TRIP效应同样有显著的影响.较高比例的硬相马氏体组织结合适当比例的软韧相铁素体和残留奥氏体有助于DH2钢获得最良好的强塑积13.17 GPa·%,其中屈服强度达880 MPa,抗拉强度达1497 MPa,均匀延伸率为6.71%,总伸长率为8.8%,颈缩后延伸率为2.09%,屈强比0.59.

500 MPa级Nb-Ti微合金化方矩形管用钢的强化机制

采用光学显微镜和透射电子显微镜等对500MPa级Nb-Ti微合金化方矩形管用钢的组织与性能进行了分析,研究了其强化机制。结果表明,终轧温度和卷取温度对试验钢的组织和力学性能有显著影响,在研究的温度范围内,终轧温度和卷取温度的降低均有利于获得更加细小的铁素体晶粒与细小弥散的第二相析出物;当卷取温度不变时,随着终轧温度的下降,屈服强度、抗拉强度和断后伸长率均升高;当终轧温度不变时,随着卷取温度的逐渐下降,屈服强度和抗拉强度呈现出先上升后下降的规律,而断后伸长率呈现出单调上升的规律;试验钢在终轧温度为840℃和卷取温度为570℃时可获得最优的综合力学性能,其屈服强度和抗拉强度分别为537和578MPa,断后伸长率为33.5%;细晶强化是试验钢最主要的强化机制,由晶粒细化引起的强度增量占总强度的49%~51%,由固溶强化引起的强度增量次之,占总强度的23%~27%,由析出强化引起的强度增量较小,仅占总强度的3.8%~8.2%。

冷却速度对900 MPa级冷轧马氏体钢组织性能的影响

以高氢冷却工艺连退生产线为基础,以900 MPa级冷轧马氏体超高强钢为研究对象,研究了连续冷却相变区转变规律和连退快速冷却工艺对钢的力学性能和显微组织的影响。结果表明,连续冷却相变区由先共析铁素体转变区、贝氏体转变区和马氏体转变区组成,随着冷却速度的增加,先共析铁素体含量逐渐下降,贝氏体和马氏体含量逐渐上升,当冷却速度大于40℃/s时,不再有先共析铁素体生成;当冷却速度大于80℃/s时,则完全进入马氏体转变区。随着连退快冷工艺中冷却速度的增加,钢的屈服强度、抗拉强度和屈强比逐渐增加,断后伸长率逐渐下降。当冷却速度为50℃/s时,钢的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率就已经达到了900 MPa级冷轧马氏体超高强钢的力学性能要求。

600MPa级Nb-Ti微合金化高成形性元宝梁用钢的开发

设计了一种低C低Mn、Nb-Ti复合微合金化成分体系的600MPa级元宝梁用钢,并采用OM和TEM等仪器对组织与第二相析出物进行了分析。结果表明,在不同终轧温度下力学性能均能满足技术条件的要求,整卷力学性能波动较小,表现出了较好的力学性能稳定性;随终轧温度的降低,铁素体晶粒明显细化,同时尺寸分布在3~60nm之间的第二相粒子数量变多,细晶强化与析出强化效果均增大;当终轧温度与卷取温度分别为830与600℃时,试验钢表现出了最优的力学性能,屈服强度、抗拉强度与伸长率分别达到了536MPa、612MPa与30.5%,同时室温到-60℃温度范围内冲击功均保持在125J以上。

500MPa级高延性方管用钢的开发及加工硬化行为

为了开发满足二次加工性能要求的500MPa级高延性方管用钢,采用OM、SEM和TEM等对500MPa级高延性方管用钢制管前后的组织与性能进行分析,研究了其强化机制与加工硬化机理。结果表明,两种试验钢的组织均由铁素体和少量珠光体组成,低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢铁素体晶粒与珠光体球团尺寸更加细小,第二相析出物尺寸稍大,位错密度相似。两种试验钢制管前力学性能相似,低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢屈强比较高;制管后低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢加工硬化程度显著,屈服强度、抗拉强度分别增加了45与26MPa,伸长率降低6.0%,高C-高Mn-Nb微合金化试验钢屈服强度、抗拉强度分别增加了22与10MPa,伸长率降低4.0%。固溶强化与细晶强化是两种试验钢最主要的强化机制,由晶粒细化引起的强度增量占总强度的52.9%~61.8%,由固溶强化引起的强度增量占总强度的17.2%~25.3%;析出强化与位错强化对强度的贡献较小。制管后低C-低Mn-Nb、Ti微合金化试验钢位错强化增加显著,达到了82MPa,明显高于高C-高Mn-Nb微合金化试验钢位错强化的贡献(65MPa);对于制管用途而言,高C-高Mn-Nb微合金化试验钢制管后综合力学性能更加优异。

700 MPa级高强度大梁钢冲压开裂原因与控制措施

采用OM和SEM对700MPa级高强度大梁钢冲压开裂原因进行了分析。结果表明,在高强度大梁钢冲压过程中出现的纵梁穿线孔裂纹主要为连冲工艺不当导致;纵梁端部折弯角部裂纹主要是由于原板坯存在内裂纹和大尺寸TiN夹杂物,在冲压过程中外表面受到拉应力产生裂纹,裂纹沿横纵向扩展导致。通过将钛质量分数由0.10%降至0.07%,将氮质量分数控制在不大于0.004%的范围内,降低大尺寸TiN析出量。化学成分调整后,力学性能满足供货技术条件要求,对钢板进行冲压验证,端部完好,未见折弯裂纹存在,彻底解决了该缺陷。

500MPa级V-N微合金化热冲压桥壳用钢的开发

采用OM、SEM和TEM对500 MPa级V-N微合金化热冲压桥壳用钢的组织与性能进行了研究。结果表明,其屈服强度、抗拉强度分别达到了373和544 MPa,断后伸长率达到25.5%,低温冲击性能优异,在-60℃时的冲击功达到了145 J。其显微组织主要为铁素体和少量珠光体的混合组织,其中,铁素体基体上存在大量球形析出物,该析出物在规格上分为尺寸为30~50 nm且能谱分析显示主要为VCN的大颗粒第二相和尺寸在20 nm以下且能谱分析显示主要为VC的小颗粒第二相。热冲压后,500 MPa级V-N微合金化热冲压桥壳用钢的屈服强度和抗拉强度分别达到305和450 MPa,屈服强度和抗拉强度的下降率分别控制在18.2%和17.3%。

440 MPa级新型高强度烘烤硬化钢的组织与性能

为了开发440 MPa级新型高强度热轧烘烤硬化钢,采用OM和TEM等仪器对其组织与性能进行了分析,研究了其强化机制与烘烤硬化机理。结果表明,显微组织为铁素体与少量珠光体的混合组织,随着氮质量分数增加与卷取温度的下降,铁素体晶粒变得更加细小;低氮钢在630与600℃卷取温度下铁素体晶粒平均尺寸分别为8.34与7.89μm,细晶强化对屈服强度的贡献值分别为190与196 MPa;高氮钢在630与600℃卷取温度下铁素体晶粒尺寸分别为6.93与6.71μm,细晶强化对屈服强度的贡献值分别为209与212 MPa。烘烤硬化处理后屈服强度与抗拉强度均呈现出上升的规律,在相同的预应变量下,晶粒尺寸越小,氮质量分数越高,抗拉强度上升值越大;高氮钢在10%预应变下BHT（bake hardening,tensile strength increase）值均在70 MPa以上,抗拉强度达到500 MPa以上,主要是由于预应变导入的位错在烘烤处理时变得坚固,并在塑性变形时促进了位错扩大再生。

高强度大梁钢纵剪后镰刀弯成因及处置

国内某商用车制造厂频繁发生高强度大梁钢开平板纵剪后的条料出现镰刀弯大于标准要求7mm的问题。通过对热轧生产线、开平机组和剪板机等工序进行排查,确认镰刀弯主要在开平机组产生。通过对开平机组粗矫直机、精矫直机分别单独投入使用,确认镰刀弯主要由于精矫直机调校不良诱发,最终通过调整精矫直机矫直辊插入量、出入口倾斜、传动侧与操作侧倾斜,消除了镰刀弯缺陷。

Formability of Fe-Mn-C Twinning Induced Plasticity Steel

A comparative analysis of formability was investigated between F^Mn-C twinning induced plasticity steel with different Mn contents and interstitial free steel. Tensile test combing with the morphology of fracture reveals that element Mn is helpful for the forming of inclusion or particles with film or rod shapes inducing the crack initia- tion and propagation. During stamping process, twinning induced plasticity steel without earing shows better anisot- ropy than interstitial-free steel because a typical 〈111〉 fiber texture forms accompanied by a weaker 〈100〉 fiber texture. The difference between the two steels is not evident during Erichsen cone cupping test, but the result of cone cupping test indicates that the twinning induced plasticity steel has superior drawing ability compared with intersti tial-free steel. The different performances can be attributed to the different deformation mechanism during cupping test. FED （forming limit diagram） of tested steels further suggests twinning induced plasticity steel has slightly su- perior deep drawability but low stretchability than that of IF steel, whose FLD0 value can reach 30%.