贝氏体型冷作强化非调质钢的氢致延迟断裂行为

采用电化学充氢和慢拉伸应变速率实验(SSRT)研究了形变和时效处理对一种低碳-Mn-B-Ti系贝氏体型冷作强化非调质钢氢致延迟断裂行为的影响规律。结果表明,无论热轧态还是拉拔态试样,充氢后试样的耐延迟断裂性能显著降低。在拉拔变形初期,减面率γ<20%时,耐延迟断裂性能降低的幅度较大;而随着拉拔量的继续增加,耐延迟断裂性能降低的趋势变缓。实验料拉拔后进行时效处理有助于其耐延迟断裂性能的改善,当时效温度提高到200℃以上时这种改善作用比较明显。

变形量对贝氏体型冷作强化非调质钢力学性能的影响

研究了变形量对一种低碳Mn-B-Ti系贝氏体型冷作强化非调质钢力学性能的影响。结果表明,随着变形量的增加,实验材料的强度逐渐增加而塑性逐渐降低,其中屈服强度较抗拉强度增加的幅度大。应变硬化指数n随γ增大为先增加后降低,即约在γ=30%时,n出现一峰值。冷拔变形后1/3冷镦变形时的压缩应力随γ增加基本不变,临界压缩变形量则随γ增大而不断降低。随着γ的增加,实验钢未充氢样的慢拉伸缺口抗拉强度逐渐增加,而充氢后试样的缺口抗拉强度σBN和延迟断裂强度比R则显著降低。实验钢拉拔后再经400℃时效处理能够使其延迟断裂性能得到显著恢复。因此,在满足强度要求的前提下,应选择合适的变形量,以保证材料的冷镦和延迟断裂等性能。

碳含量对贝氏体型冷作强化非调质钢的组织和力学性能的影响

研究了0.09%～0.14%C含量对5%～50%冷拔减面率和100～500℃2 h时效处理的2Mn-0.003B-0.05Ti非调质钢组织和力学性能的影响。结果表明,当碳含量较低(0.09%～0.12%C)时,可获得比较细小均匀的粒状贝氏体组织,但当碳含量为0.14%时,则组织中出现块状铁素体;在相同的拉拔减面率下,随着碳含量的增加,该钢的强度提高,塑性降低,当减面率较大时,这种差别比较明显;随着碳含量的升高,时效处理后的该钢强度增量明显降低。

时效温度对贝氏体型冷作强化非调质钢力学性能的影响

研究了时效温度对一种低碳Mn-B-Ti系贝氏体型冷作强化非调质钢力学性能的影响。结果表明:试验料的强度随时效温度的升高先是增加,并在250℃时存在一个峰值,随后强度又随时效温度的升高而降低,当温度升高到400℃以上时强度明显降低;试验料的塑性和屈强比则随时效温度的升高逐渐增加,其中后者增加的幅度更显著。与未充氢试样相比,试验料拉拔并充氢后的延迟断裂性能显著降低。随着时效温度的升高,充氢试样中的氢含量降低,缺口抗拉强度RBN和延迟断裂强度比R缓慢增加,当时效温度大于200℃时,RBN和R则明显增加。因此,在满足保载永久伸长变形量及强度和塑性要求的前提下,应选择合适的时效温度,以保证材料的延迟断裂性能。

硼对Mn-Si-Cr系贝氏体型非调质钢过冷奥氏体连续转变行为的影响

本文采用热膨胀法结合硬度法及金相法研究了添加0.0016%(质量分数)的B与未加B的Mn⁃Si⁃Cr系贝氏体型非调质钢在不同冷却速度(0.02~44℃/s)下过冷奥氏体的连续冷却转变行为。结果表明,B元素的添加使得高温铁素体+珠光体转变受到明显抑制而促进了中温贝氏体转变,降低了贝氏体开始转变温度和形成贝氏体的冷却速度,使得实验钢获得最大贝氏体体积分数(约80%)的冷却速度由未加B钢的~0.17℃/s降到添加B钢的~0.13℃/s。B的添加能够提高实验钢的硬度,硬度增量随着冷却速度的增加呈现先增大后减小的趋势,并在0.28℃/s时硬度增量达到峰值为55 HV5。在目前的成分体系下,很难获得体积分数接近100%的贝氏体组织,需要进一步优化实验钢的成分体系,以便在尽可能宽的冷却速度范围内获得尽可能多的贝氏体组织。

冷作强化非调质钢冷变形过程中的鲍辛格效应

为了降低冷作强化非调质钢冷镦变形的变形抗力,研究了冷作强化非调质钢MFT8在冷变形过程中的鲍辛格效应。结果表明,鲍辛格效应随冷拔减面率γ增加而提高;γ=30%时,鲍辛格效应最大,压缩真应力最小;γ>30%时,压缩真应力重新提高,这是鲍辛格效应与加工硬化共同作用的结果,即加工硬化抵消了鲍辛格效应。

回火温度和时间对贝氏体型非调质钢力学性能的影响

通过常规力学性能测试设备和SEM,XRD研究了回火温度和回火时间对贝氏体型非调质钢力学性能的影响。研究结果表明:在300～600℃不同温度保温2h的回火处理后,屈服强度在350℃达到峰值,在450℃落到谷值;抗拉强度随回火温度的提高一直下降;硬度在550℃以上才明显下降;而冲击韧性在325℃达到峰值,在450℃落到谷值。在350℃不同时间回火后,屈服强度和抗拉强度并没有随回火时间的延长明显下降,而冲击韧性在保温2h时达最大值,之后急剧下降。

碳含量对冷作强化非调质钢力学性能的影响

采用3种不同碳含量的钒微合金化非调质钢MFT8，在5％-50％的减面率范围内进行冷拔，研究了冷拔前后的力学性能变化。结果表明，随着碳含量的减少，铁素体含量增加，强度和加工硬化率降低，塑性升高，因而变形抗力降低，临界压缩比升高。在保证强度的基础上，降低碳含量有利于改善钢的强韧性和冷加工性能。冷拔减面率达到γe之后，由于鲍辛格效应，试验钢的压缩真应力下降。随着碳含量的降低，压缩真应力降低的幅度变大，且开始下降所需的减面率γe降低。超过γe，由于加工硬化率增大，压缩真应力又重新上升。因此，最佳减面率受碳含量的影响，应该在保证强度的条件下选取鲍辛格效应较大，而加工硬化率没有明显上升的阶段。

贝氏体型非调质钢微合金碳氮化物的应变诱导析出

在Gleeple1 5 0 0热模拟实验机上采用应力松弛法确定了一种贝氏体型SBL非调质钢微合金碳氮化物的沉淀析出行为 ,并讨论形变量。

冷变形对10.9级冷作强化非调质钢包辛格效应的影响

通过单轴拉伸和冷镦试验,研究10.9级紧固件用冷作强化非调质钢MFT10在冷变形过程中的包辛格效应(BE),探讨影响BE的主要因素。试验结果表明:MFT10钢具有较高的冷镦合格率;当冷拔减面率为25.00%时,试验钢能够满足10.9级紧固件用钢的强度要求,此时进行冷镦时,包辛格效应值最大、压缩抗力最小;MFT10热轧盘条组织主要为铁素体和M/A岛组织,组织中软相、硬相(如M/A岛)的强度差是产生包辛格效应的关键。

Si含量对高强度高韧性贝氏体型非调质钢屈强化的影响

热锻用贝氏体型调质钢具有优良的抗拉强度性能和冲击特性。但贝氏体型非调质钢的屈服强度与普通热锻用调质钢相比还不尽如人意，因此，了为提高热锻用高强高韧贝氏体型非调质钢的屈强比（σ0．2／σ B），进行了包括热处理操作在内的若干调查研究，所得结果如下：（1）通过450－600℃回火处理，提高了贝氏体型非调质钢的屈强比。（2）通过控制制冷却速度也提高了贝氏体型非调质钢的屈强比；在控制冷却速度处理过程中，锻钢通常空冷到接近贝氏体转变开始温度，然后装箱缓冷。（3）[Si]含量与残余奥氏体量有关；残余奥氏体量少时可获得较高的屈强比。由于残余奥氏体（从晶体结构观点考虑认为残余奥氏体比基体更易变形）量的降低，钢中的局部变形得到抑制。（4）残余奥氏体量与[Si]含量相关，[Si]含量较低时，残余奥氏体量少。看来会发生这种现象；由于在从奥氏体向贝氏体转变的过程中推迟碳扩散的[Si]含量少而抑制了奥氏体相的碳富集，所以奥氏体难以保持在室温。（5）因此，通过降低[Si]含量来抑制残余奥氏体量就能无需进行补热处理操作而提高屈强比，从节能和经济性角度考虑，认为这种方法是最可取的。根据上述研究结果，本公司已开发了具有更高屈强比的新的贝氏体型非调质钢，并且已将这些钢实际用作卡车转向件用材料。

钒及奥氏体化温度对Mn-Cr系贝氏体型非调质钢过冷奥氏体连续冷却转变行为的影响

为了研究V在贝氏体非调质钢连续冷却过程中的作用,运用热膨胀法测定了添加0.13%(质量分数,下同)V与未添加V的Mn-Cr系贝氏体非调质钢在不同奥氏体化温度(900℃、1050℃、1150℃)下的连续冷却相变行为,结合硬度法及金相法获得了实验钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)。结果表明,实验钢的CCT曲线受V及奥氏体化温度的影响,提高奥氏体化温度有助于获得贝氏体组织。当奥氏体化温度为900℃时,连续冷却过程中难以获得全贝氏体(≥90%贝氏体,体积分数)组织;当奥氏体化温度提高到1050℃和1150℃时,则可在较低的冷却速度下获得全贝氏体组织。奥氏体化温度为900℃时,V对CCT曲线具有较为显著的影响,贝氏体相转变的冷却速度范围和贝氏体含量增大;当奥氏体化温度提高到1050℃和1150℃时,V元素降低了获得全贝氏体组织的最低冷却速度,从0.83℃/s和0.26℃/s分别降低为0.43℃/s、0.16℃/s,且扩大了贝氏体相变范围,在低至0.08℃/s的冷却速度下即可获得贝氏体组织。添加V元素能够提高实验钢的硬度,但提高程度受奥氏体化温度及冷却速度的影响。在奥氏体化温度为900℃、冷却速度为0.88℃/s时硬度增量达到峰值(66HV5);在奥氏体化温度为1050℃和1150℃时,硬度增量明显降低,硬度增量峰值分别为38HV5和30HV5,且对应的冷却速度显著降低,分别为0.17℃/s和0.08℃/s。

LF18Mn2V冷作强化非调质钢制9．8级高强度汽车U形螺栓实例

与调质钢制9.8级高强度U形螺栓相比,采用LF18Mn2V冷作强化非调质钢制造9.8级高强度U形螺栓不仅可节能降耗及保护环境和资源,还可以提高产品质量、简化生产工序、缩短生产周期和降低制造成本。

高强度紧固件用冷作强化非调质钢的研究开发

采用冷作强化非调质钢来制造高强度紧固件,可省去钢材冷拔前的退火处理和螺栓成形后的调质处理,在很大程度上简化了生产工序,缩短了生产周期,降低了能源消耗,同时还避免了因热处理而造成的表面氧化、脱碳及工件变形等问题,因而具有显著的经济效益和社会效益,采用热机械轧制工艺,通过化学成分优化及使用技术研究,开发出了8.8、9.8、10.9级螺栓用冷作强化非调质钢。

冷作强化非调质钢的应用

冷作强化非调质钢的应用长春汽车材料研究所俞振隆１前言１．１非调质钢分类非调质钢又名微合金非调质钢，按照应用特点，可分热锻用、直接切削用及冷作强化用三大类。１·２非调质钢特点非调质钢是近年来新开发的节能材料，是在碳钢中添加奶或钒等微量合金元素获得的。这...

贝氏体非调质钢FAS2225轧坯孔洞缺陷分析及工艺改进

FAS2225钢(/%:0.26C,0.35Si,1.99Mn,0.013P,0.046S,0.54Cr,0.12V,0.02Mo,0.08Ni,0.001 20,0.007 0N)的生产流程为铁水预处理-60t顶底复吹转炉-LF-VD-300 mm×360 mm坯连铸-连轧。在215 mm×213mm轧坯上出现中心开裂形成孔洞。经分析得出,加热速度过快及温度梯度过大产生的热应力和组织应力使连铸坯发生开裂造成轧制过程孔洞缺陷。通过预热段加热温度从900℃降至750℃,延长加热时间、温度梯度从△200℃降至△100℃有效遏制了孔洞缺陷的产生。

SBL非调质钢热变形奥氏体的动态再结晶

利用Gleeble 1500热模拟试验机研究了贝氏体型SBL非调质钢热变形奥氏体的动态再结晶行为。

V+Ti微合金化Mn-Cr系贝氏体型非调质钢的氢脆敏感性

利用电化学预充氢、慢应变速率拉伸和氢热分析试验,结合SEM、TEM及EBSD微观组织分析,对比研究了一种V+Ti微合金化Mn-Cr系贝氏体型非调质钢在锻态和500℃回火态的氢逸出行为及氢脆敏感性。结果表明,具有粒状贝氏体组织的锻态试样经500℃处理后块状M/A组元分解,并析出纳米级细小的(V,Ti)(C,N)和渗碳体,这使得回火态试样的抗拉强度降低而屈服强度显著提高。锻态和回火态试样预充氢吸附的氢主要为可扩散性氢,回火态试样中吸附的氢含量略低于锻态试样。以相对缺口抗拉强度降低表征的氢脆敏感性指数由锻态试样的31.8%降低为回火态试样的12.8%,500℃回火处理引起的微观组织变化是回火态试样具有优异抗氢脆性能的主要原因。

汽车前轴用贝氏体型非调质钢连续冷却转变

采用DIL805L型膨胀仪研究了一种汽车前轴用贝氏体型非调质钢的连续冷却相变组织变化规律,分析了合金元素和冷却速度对CCT曲线、相变组织和显微硬度的影响。结果表明,锰、硅、铬、钒、硼等元素的加入使得贝氏体型非调质钢FAS2225珠光体和贝氏体转变曲线完全分离,可以在较宽的冷却速度范围内得到贝氏体组织,当冷却速度大于0.1℃/s时,均可获得贝氏体组织。随着冷却速度的提高,试验钢的显微硬度增大,当冷却速度为0.1以及2℃/s时,硬度增加的幅度发生明显改变。

转向节用贝氏体型非调质钢的高周疲劳性能

利用旋转弯曲疲劳试验方法对比研究了新开发的两种转向节用贝氏体型非调质钢的高周疲劳性能。结果表明,两种不同碳含量的贝氏体型非调质钢具有细小均匀的贝氏体铁素体+M-A岛组成的粒状贝氏体组织;两者具有相当的强度水平和疲劳性能,但其疲劳性能低于同等强度水平的调质钢。与锻态相比,正火处理后,试验料的抗拉强度和疲劳强度均有一定程度的降低,但屈强比和疲劳极限比明显提高。对疲劳断口的分析表明,试验料的疲劳裂纹均起源于表面基体,疲劳裂纹以准解理机制扩展。裂纹扩展速率试验表明,含碳量较低的试验料的疲劳裂纹扩展速率da/d N明显低于含碳量较高的试验料。