热轧TRIP800钢的热加工性及相变控制

设计了一种热轧型TRIP800汽车用钢,研究了其高温热塑性和热加工后的连续冷却相变行为,并对热轧后的TRIP800钢进行了力学性能测试和微观组织标定。试验结果表明:750~1050℃为试验钢的低塑性区,1100~1350℃为高塑性区。在高塑性区间,ψ值先增加后降低,在1150~1250℃温度区间具有ψ的最大值,均大于90%;热变形后,以5℃/s为临界冷速,低于此冷速时,只发生铁素体相变,高于此临界冷速后开始发生贝氏体相变,冷速增大至30℃/s后,开始发生马氏体相变;热轧后,随卷取温度的升高,屈服强度和抗拉强度均降低,伸长率提高,在600℃的卷取温度下具有最优的综合力学性能。热轧卷取后的组织由铁素体、贝氏体和残留奥氏体组成,其中残留奥氏体存在两种形态,一是呈膜状分布在铁素体晶界或贝氏体板条间,二是呈块状分布于铁素体晶界。

基于动态相变的热轧TRIP钢组织及性能研究

通过热模拟压缩实验,开展了基于动态相变的热轧C-Mn-Si及C-Mn-Al-Si系TRIP钢组织及性能特征的研究.结果表明,通过动态相变,可以使TRIP钢复相组织由细小铁素体晶粒、尺寸细小及位向混乱的贝氏体束、弥散分布的体积分数较高的颗粒状残余奥氏体等组成.由于铁素体、贝氏铁素体间的大量晶界、贝氏铁素体内的高位错密度以及铁索体晶粒间大量的细小颗粒状残余奥氏体,使实验钢具有连续屈服、屈强比低、强度较高及塑性良好的特点.其中,C-Mn-Si钢的抗拉强度为890 MPa,延伸率为26%;C-Mn-Al-Si钢的强度为760 MPa,延伸率为32%.

基于动态相变的热轧C-Mn-Al-Si系TRIP钢组织演变

通过热模拟压缩实验,研究了基于过冷奥氏体动态相变的C-Mn-Al-Si系热轧TRIP钢的组织演变规律,结果表明,在过冷奥氏体动态相变过程中,铁索体相变速率较快,生成铁素体的体积分数与应变量有着一定的对应关系,铁素体晶粒细小且未相变的奥氏体更加分散,在贝氏体等温处理时,过冷奥氏体动态相变后较大尺寸的奥氏体能够较快地发生贝氏体相变,但生成的贝氏体束尺寸较小,位向较为混乱;而位于相邻铁索体晶粒间,尺寸在0.5—1.5μm之间的细小奥氏体岛稳定性较高,不易于发生贝氏体相变,通过过冷奥氏体动态相变和随后的等温贝氏体处理,可以获得晶粒细小的铁素体、体积分数较高的残余奥氏体、贝氏体和残余奥氏体分布更加弥散的热轧TRIP钢。

Al部分替代Si对基于动态相变热轧TRIP钢组织控制的影响

通过Gleeble-1500热模拟单轴压缩实验,研究了Al部分替代Si对热轧TRIP钢过冷奥氏体动态相变特征、组织控制及残余奥氏体的影响.结果表明:用Al替代C-Mn-Si钢中的部分Si后可缩小平衡相图中的γ相区,提高钢的A_3温度并扩大A_3—A_(r3)温度范围;动态相变时铁素体相变动力学提前,最佳贝氏体等温相变温度升高;组织中残余奥氏体具有较高的C含量,颗粒状残余奥氏体分布更为细小和弥散,但铁素体晶粒尺寸较C-Mn-Si钢的粗大.

热轧TRIP钢残余奥氏体及其稳定性研究

采用X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)和拉伸实验等方法,研究三种工艺制备的热轧TRIP钢残余奥氏体及其碳含量和稳定性。结果显示:贝氏体区停留时间对残余奥氏体量影响较大,当在贝氏体区模拟卷取时,残余奥氏体量最多;适当的增加弛豫时间,会增加最终组织中残余奥氏体的碳含量;残奥碳含量,还有残余奥氏体的形状和晶粒大小及周围相的影响共同决定了残余奥氏体稳定性。

基于动态相变热轧C-Mn-Si系TRIP钢的组织及性能

通过热模拟压缩实验,研究了基于动态相变的热轧C-Mn-Si系TRIP钢的组织特征及性能特点。结果表明,通过基于动态相变的热轧工艺,可以获得具有铁素体晶粒尺寸细小、贝氏体团径较小、贝氏铁素体板条较短且位向混乱、颗粒状残余奥氏体较多且分布弥散等特点的热轧TRIP钢。与750℃等温相变的热轧工艺相比,基于动态相变的热轧工艺制备的TRIP钢具有较高的强度和良好的塑性。

高强度TRIP钢热轧组织的遗传性

研究了不同热轧工艺对TRIP钢热轧组织与力学性能的影响,以及热轧组织与力学性能对退火后组织与力学性能的遗传性。结果表明:卷取温度对热轧组织与力学性能的影响最大,不同的卷取温度得到了两种不同的热轧组织,①铁素体+珠光体+贝氏体组织,②铁素体+贝氏体+奥氏体组织;第一种热轧组织经过冷轧和退火后晶粒大大的细化,力学性能得到了很大提升,奥氏体含量和含碳量都大幅提升,无组织遗传性。第二种热轧组织退火后组织类型不变,晶粒度变化不大,奥氏体含量和含碳量小幅上升,表现为很强的组织遗传性与力学性能遗传性。

热轧钛微合金化TRIP钢的组织与性能研究

对钛微合金化TRIP钢进行连续冷却转变曲线的测定，分析轧制与冷却工艺对其组织与性能的影响。结果表明：实验钢的奥氏体／铁素体、奥氏体／马氏体相变点分别在500～650℃和450℃左右；组织由铁素体／贝氏体及少量残余奥氏体组成；随着终轧温度的升高，实验钢的屈服强度和抗拉强度有所降低；随着空冷结束温度的降低，实验钢的屈服强度降低；当终轧温度和空冷结束温度分别为796℃和722℃时，实验钢的屈服强度，抗拉强度和强塑积分别为661，888MPa和25042MPa·％，其对应组织为细小的铁素体及板条贝氏体，铁素体基体上存在大量细小的析出物。

经济型热轧TRIP钢的成分对组织和性能的影响

研究了不添加任何贵重合金元素的经济型热轧TRIP钢。在实验室用真空感应炉冶炼了不同碳、硅、锰含量的试验钢,经控制轧制和随后二阶段控制冷却获得3 mm厚的热轧TRIP钢薄板,分析研究了经济型热轧TRIP钢中碳、硅、锰等元素对组织和性能的影响。试验结果表明:在不添加任何贵重合金元素的情况下,通过合适的轧制与冷却工艺可使碳的质量分数为0.09%时获得TRIP效应;增加碳、锰含量可以提高钢的抗拉强度;锰含量对性能的影响规律与碳含量有关;硅可以在不影响伸长率的情况下提高钢的强度。仅通过控制钢中的碳、硅、锰含量,在相应的轧制和冷却条件下可获得600 MPa级和800 MPa级热轧TRIP钢,其强塑积分别达到21 833 MPa.%和24 650 MPa.%。

控冷工艺对热轧TRIP钢组织和性能的影响

采用光学显微镜、X射线衍射仪和拉伸试验机等研究了轧后冷却工艺对热轧TRIP钢组织和性能的影响。结果表明:弛豫时间对热轧TRIP钢组织影响较大,随弛豫时间增加,带状组织等级越来越高,铁素体组织也略显粗大;模拟卷取制备的热轧TRIP钢组织中残余奥氏体含量和残余奥氏体中碳含量均较高;贝氏体区停留时间延长,则屈服强度和伸长率增大,但抗拉强度下降。

钛微合金化热轧TRIP钢的连续冷却相变研究

用Formastor-FII相变仪研究了钛微合金化TRIP在不同开冷温度下的连续冷却相变,建立了实验钢的连续冷却转变曲线,分析了铁素体、贝氏体及马氏体的相变规律。结果表明,随着冷却速率的增加,实验钢依次经过铁素体、贝氏体及马氏体相区,在较宽的冷却速率范围内,均可获得贝氏体及马氏体组织,其Ms点为450℃左右;随着开冷温度的降低或冷却速率的提高,实验钢的铁素体及贝氏体开始转变温度降低,抑制了铁素体及贝氏体相变;随着冷却速率的增加,实验钢的显微组织由铁素体+粒状贝氏体逐步转变为板条贝氏体+板条马氏体及板条马氏体组织;当冷却速率较低时,铁素体由晶内铁素体和晶界铁素体组成,晶内铁素体形核质点为复杂的氧化物及硫化物。

Nb微合金化热轧TRIP钢组织性能

在实验室采用热轧控冷工艺制备了Nb微合金化热轧TRIP钢,并对其进行了力学性能检测,通过光学显微镜、激光共聚焦显微镜、扫描电镜、EBSD及X射线衍射对该钢的组织进行了观察。结果表明:试验钢力学性能为:屈服强度为535～552 MPa,抗拉强度740～745 MPa,屈强比R eL/R m为0.71～0.74,伸长率A80为28.5%～31.0%;试验钢组织为典型的铁素体、贝氏体、残留奥氏体三相组织,残留奥氏体体积分数为12.3%,EBSD观察表明残留奥氏体尺寸大多数在1μm以下。

空冷弛豫对铌微合金化热轧TRIP钢组织性能的影响

通过热轧试验研究了轧后空冷弛豫时间对铌微合金化热轧TRIP中厚板组织和力学性能的影响,结合光学显微镜、扫描电镜、透射电镜及XRD分析了弛豫过程各组成相的尺寸、含量变化以及铁素体基体上的位错组态和微合金碳氮化物的析出行为。结果表明,采用820℃终轧并弛豫80～120 s后超快冷的工艺可以得到含有铁素体、贝氏体和残留奥氏体的多相组织,弛豫时间显著影响铁素体晶粒尺寸、铁素体量以及铁素体基体上的位错密度和沉淀析出量。随着弛豫时间的延长,试验钢的屈服强度和抗拉强度呈降低趋势。空冷弛豫80 s时,试验钢的抗拉强度、伸长率和强塑积分别达到820 MPa,37.5%和30750 MPa.%的最大值。

贝氏体区等温时间对热轧TRIP钢组织和力学性能的影响

通过轧后控冷至贝氏体等温区间并采用不同等温工艺研究了贝氏体区等温时间对TRIP钢组织性能的影响。研究表明,随着等温时间的延长,残留奥氏体含量和稳定性逐渐降低。各等温工艺下残留奥氏体晶粒尺寸均主要分布在0.1~1μm区间范围内,平均晶粒尺寸随着等温时间的延长有逐渐增大的趋势。贝氏体区等温30 min和60 min时,TRIP钢的力学性能优异,强塑积超过了22000 MPa·%;模拟卷取过程的等温60 min后随炉缓冷至室温时,由于组织中残留奥氏体含量和稳定性大幅度降低,TRIP效应不理想。钢板的力学性能显著恶化,抗拉强度和伸长率仅为847 MPa和20%。

含磷和钒热轧TRIP钢组织控制及力学性能研究

为探讨含磷和钒热轧TRIP钢的组织控制和力学性能,采用不同变形温度(900和800℃),研究其相变行为,并在此基础上进行热轧试验.研究表明:随着冷速增加,变形温度对铁素体相变开始温度(Ar3)的影响逐渐增大;相同冷速条件下,变形使贝氏体相变开始温度(Bs)升高;变形对贝氏体相变的促进作用,随着变形温度的降低而减弱.终轧温度800℃,试验钢组织由多边形铁素体、粒状贝氏体和一定量的残余奥氏体组成,综合力学性能优异:R P0.2=455 MPa;R m=930 MPa;δ=21.7%;n=0.23;r=0.84.

热轧C-Si-Mn系TRIP钢的组织与力学性能

为了探讨热轧TRIP钢的制备工艺与其组织及力学性能的关系,采用热轧控冷工艺在实验室制备了C-Si-Mn系TRIP钢,利用光学显微镜、扫描电镜及透射电镜对试验钢的组织进行了观察,利用能谱仪对试验钢中的夹杂进行了观察.研究得到试验钢的力学性能为:σb=605 Pa,σs=440 Pa,δ=28.4%,σs/σb=0.73.定量金相检测结果表明,试验钢中三相含量分别为:残余奥氏体5.6%,铁素体67.6%,贝氏体26.8%.

热轧TRIP钢的连续冷却转变行为及力学性能

热轧TRIP钢具有优异的力学性能,热轧生产后经过酸洗处理可以直接用于汽车制造。采用Gleeble3500型热模拟试验机研究了C-Si-Mn-Nb系热轧TRIP钢形变奥氏体在不同连续冷却条件下的组织变化情况,绘制了动态CCT曲线。通过研究不同冷速下试样组织发现,冷却速率越大,组织中未转变奥氏体含量越低。最后,依据对动态CCT曲线的分析在Gleeble3500型热模拟试验机上模拟热轧了TRIP钢。结果表明:实验钢轧后以15℃/s的低冷却速率冷却至贝氏体区等温后,残留奥氏体的含量和稳定性更高,TRIP钢力学性能优异,抗拉强度和伸长率分别达到952 MPa和30%,强塑积高达28560 MPa·%。

热机械控制工艺对热轧TRIP钢力学性能的影响

通过实验室热轧机研究了热机械控制工艺(TMCP)对热轧TRIP钢力学性能的影响。结果表明:在热轧变形过程中应变诱导铁素体相变,低温大变形量造成铁素体晶粒细化。随终轧温度的降低和终轧变形量的增加,残余奥氏体的稳定性增加,相变诱发塑性(TRIP)效果更好。在700℃终轧且终轧变形量为50%时,抗拉强度、屈服强度和总伸长率分别达到791 MPa,538 MPa和36%的最大值。

TRIP800高强度钢激光焊工艺

针对TRIP800高强度钢进行激光焊接工艺研究。实验结果表明:1.8 mm厚的TRIP800高强度钢在纯度大于99.9%的氩气保护下,采用光纤激光器焊接,在焊接速度7 mm/s、激光功率570 W、离焦量0 mm的工艺参数条件下可以获得优质的焊缝;焊接接头的抗拉强度660 MPa,断裂方式为塑性断裂。最佳工艺参数条件下的焊缝硬度呈现"M"形分布,接头的最高硬度出现在热影响区,焊缝区硬度较高,母材硬度最低。

热轧组织对高强度冷轧TRIP钢力学性能的影响

采用扫描电镜、X射线衍射、拉伸试验等方法研究了热轧组织对含Al冷轧TRIP钢热处理后组织与力学性能的影响.通过不同轧后冷却方式得到三种不同的热轧组织:组织细小的F+P+B试样;F+B试样;F+P试样.热轧组织细小的试样热处理后含有较多的粒状贝氏体和较少的残余奥氏体组织,强度最高达到996MPa,延伸率为20.8%.另两种试样组织为多边形铁素体、粒状贝氏体以及较多的残余奥氏体组织.F+B试样延伸率可达29.4%,强塑积为26 812.8 MPa·%.F+P试样热处理后带状组织的危害不易消除.