1000 MPa级高强贝氏体钢的研制

针对汽车轻量化发展需求,河钢集团邯钢公司成功研制出1000 MPa级高强贝氏体钢。本文考察了退火模拟实验中各关键工艺参数对实验钢性能的影响,根据退火规律制定工艺方案,并应用于工业化生产。结果表明,贝氏体含量随着快冷完结温度升高而逐渐增多;当快冷完结温度为400℃时,实验钢的强度随均热温度和缓慢冷却完结温度的降低而减小。通过工业试制成功开发出屈强比大于0.8的1000 MPa级贝氏体钢,其成形极限实验结果表明,在单向拉伸情况下,此材料最大主应变和最大次应变分别为0.29和-0.07,其成形极限危险点(FLD_(0))的应变值为0.13;在等双向胀形情况下,主次应变为0.36。

高强贝氏体钢TIG焊组织与性能研究

采用TIG焊焊接高强贝氏体钢,并分析其组织和性能。试验结果表明,焊接接头由焊缝、熔合区、热影响区及临近的母材组成,其中热影响区又分为淬火区和回火区,淬火区又包括粗晶区和细晶区。焊缝金属主要由针状马氏体、残余奥氏体和少量条状贝氏体组成,呈明显的柱状晶分布。在不预热及进行焊后热处理的情况下,抗拉强度仅为母材的25%左右,为脆性断裂。

低碳高强贝氏体钢二次焊接热循环过程组织转变与局部脆化

采用焊接热模拟、低温冲击试验以及金相和扫描、透射电镜技术,研究了低碳高强贝氏体钢经历二次焊接热循环后的组织与韧性的变化规律。结果表明,经历不同峰值温度的二次热循环,组织类型没有发生变化,只是各种组织的形态、大小、数量以及原奥氏体晶粒大小有些差异。粗晶区的韧性呈现先升高后降低的趋势,当二次热循环峰值温度为1 000℃时韧性高于母材;试验钢不存在临界粗晶区局部脆化现象,但表现为亚临界粗晶区局部脆化,不均匀晶粒及粗大长链状的M-A组元存在是韧性下降的主要原因。通过二次焊接热循环可以有效改善一次热循环粗晶区的低温韧性。

高强贝氏体钢与钢轨钢焊接热模拟过热区组织与性能

采用焊接热模拟的方法，模拟了高强贝氏体钢和Ｕ７４钢轨钢过热区在正火和回人状态下的组织，结果表明：高强贝氏体钢过热区在两种热处理状态下的组织均为粒状贝氏体，而钢轨钢过热区为珠光体加少量铁素体，拉伸试验结果表明，贝氏体钢过热区在正火和回火状态下，其强度与贝氏体钢母材相当，延伸率大于１２％，与母材匹配，钢轨钢过热区的强度与钢轨相当．但延伸率低．断口分析表明，贝氏体钢过热区断口呈韧窝状，为延性断裂，而钢轨钢过热区断口平整，呈条带状，条带间存在着长条状ＭｎＳ夹杂，降低了钢轨钢过热区延性．

高强贝氏体钢测定R_(P0.2)准确性分析

对高强贝氏体钢在拉伸检测过程中影响测定RP0.2准确性的检测方法、检测设备和检测材料三个因素进行了分析。通过严格控制检测材料加工的平行度和加工面的平整度,及时更换磨损过度的钳口套和钳口并保证充分润滑,有效的解决了力学拉伸曲线紊乱,不能准确测定高强贝氏体钢非比例延伸强度RP0.2的问题。

等温淬火工艺对超高强贝氏体钢组织性能影响

针对低碳超高强贝氏体钢在不同等温淬火工艺下的组织和力学性能演变规律进行研究.结果表明:与一阶段等温淬火工艺相比,两阶段工艺下组织中贝氏体量增加,马氏体量相对减少,致使实验钢的屈服强度高达1178MPa,提高58%,延伸率从7.7%升高到14.4%,单位冲击韧性达到66J/cm^2,提升16%.对比研究不同等温淬火工艺下实验钢的强塑性匹配发现,两阶段工艺A3(240℃等温2h后再270℃等温1h)条件下实验钢的强塑积可达21888MPa·%.通过两阶段工艺,可消除实验钢中由于Mn元素偏析造成的马氏体带,获得相对均匀的贝氏体组织,从而使得实验钢的强度和韧性同时提高.

激光粉末沉积中碳高强贝氏体钢组织与性能研究

为了实现高强贝氏体钢零部件增材修复的目的,采用激光粉末沉积+等温热处理的方法制备了一种中碳高强贝氏体钢,其合金成分(质量分数)为Fe-0.0029C-0.0150Si-0.0150Mn-0.0096Cr-0.0120Ni-0.0100Al-0.0050Mo。使用扫描电子显微镜、X射线衍射仪对贝氏体钢的微观组织进行表征,采用拉伸试验机以及显微维氏硬度仪对材料的力学性能进行表征,试样沉积后在280℃盐浴等温处理5h具备最佳综合性能,平均显微硬度达到494.5HV,抗拉强度达到1248MPa、屈服强度达到1037MPa,延伸率达到14.5%。结果表明,不同工艺参量试样微观组织均由贝氏体板条以及残余奥氏体组成,且组织均匀,无碳化物、偏析以及气孔夹杂等缺陷,但等温时间过低以及等温温度过高都会导致组织性能劣化。该研究为高强零部件的增材修复提供了参考。

1500MPa级贝氏体/马氏体复相高强钢的疲劳断裂特性

对一种C-Si-Mn-Cr合金钢,通过900℃奥氏体化20 min,空冷及280与370℃回火2 h,获得抗拉强度为1500 MPa的新型无碳化物贝氏体/马氏体(B/M)复相组织高强钢,采用C-T试样进行疲劳实验,测定了疲劳裂纹扩展速率(da/dN)及疲劳门槛值(△K_(th)),利用扫描电镜观测了疲劳裂纹在疲劳循环过程中的扩展路径,分析断口形貌与显微组织间的关系,结果表明,这种无碳化物B/M复相高强钢具有较高的△K_(th)值,并且能明显地降低da/dN,其原因在于B/M复相组织高强钢独特的精细组织结构及疲劳裂纹尖端的闭合抗力的提高。

800MPa级别以上含钛低碳贝氏体钢的开发

800MPa级别含钛低碳贝氏体钢因为其经济性的成分设计,在加热制度、轧后冷却工艺上与一般低碳贝氏体钢有一定差别。介绍了该钢种的开发过程与工艺要点。

显微组织对贝氏体高强度钢冲击性能的影响

对比两组冲击吸收能量差别较大的贝氏体高强钢试样,采用光学显微镜、扫描电子显微镜SEM结合电子背散射衍射（ EBSD）分析了显微结构对钢的冲击性能的影响。结果表明,钢基体中存在尺寸在3-6μm的（ Ti,Nb）（ N,C）析出物导致脆断断裂。冲击吸收能量偏低试样在厚度的1/4和1/2处平均有效晶粒尺寸都明显大于冲击吸收能量较高试样,会导致材料的冲击性能降低。同时冲击吸收能量偏低试样的小角度晶界所占比例明显偏高,而在断裂过程中不能有效阻止裂纹扩展,因此也会导致钢的冲击性能降低。

Boltzmann函数拟合法确定高强钢韧脆转变温度

为检测一种高强低碳贝氏体钢的韧脆转变温度,基于-196~0℃温度间的低温冲击功和冲击试样断口形貌及变化规律,采用Boltzmann函数拟合了冲击功-温度曲线。结果表明:采用Boltzmann函数拟合冲击功-温度曲线相关系数为0.999,可以用来预测高强低碳贝氏体钢在0~196℃之间的冲击功,韧脆转变温度为-78℃。