Ti-Mo-V微合金化超高强钢相变行为

Ti-Mo-V微合金化超高强钢具有良好的塑韧性和成型性,且生产工艺简单,在汽车制造、工程机械等领域具有广阔的应用前景。利用Gleeble3 500热模拟试验机、金相显微镜(OM)、透射电子显微镜(TEM)和显微硬度计等设备系统研究了Ti-Mo-V微合金化超高强钢的连续冷却相变和等温相变行为,获得了试验钢的连续冷却转变(CCT)曲线和时间-温度转变(TTT)曲线,探究了(Ti,Mo,V)C粒子的析出行为对硬度的影响。研究结果表明,当冷却速率低于1℃/s时,试验钢中的组织由铁素体和珠光体组成;当冷却速率为5℃/s时,基体中出现粒状贝氏体,铁素体和珠光体含量均显著减少;当冷却速率增大至10~20℃/s时,试验钢中珠光体组织消失,室温组织转变为铁素体和贝氏体;当冷却速率达到30℃/s时,过冷奥氏体全部转变为贝氏体,硬度达到最大,约为269.2HV;然而,当冷却速率进一步增大至50℃/s时,基体中(Ti,Mo,V)C的析出受到抑制,沉淀强化效果减弱,硬度下降至256.9HV。试验钢在620~730℃等温时仅发生铁素体相变,其相变动力学随温度的降低呈先增快后减缓的变化规律。当等温温度为700℃时,相变孕育期最短,约为25 s;而当等温温度由730℃降低至620℃时,铁素体的平均晶粒尺寸由29.8μm细化至12.3μm,基体中(Ti,Mo,V)C的平均粒径由9.6 nm减小至3.0 nm,此时试验钢中铁素体的显微硬度最大,约为348.7HV,主要是晶粒细化和沉淀强化所致。

960MPa级铌钛微合金化超高强钢第二相粒子的溶解行为

采用透射电镜与能谱仪研究了960 MPa级铌钛微合金化超高强钢在不同加热温度及保温时间下第二相粒子的溶解行为。结果表明:试验钢中含有凝固过程中析出的尺寸大于1μm的方形TiN粒子,在锻造过程中应变诱导析出的尺寸为200nm^1μm的方形、椭球形TiS或Ti(C,S)粒子及尺寸小于500nm的方形、球形、椭球形(Nb,Ti)(C,N)析出相;随着加热温度的升高,第二相粒子的数量减少,尺寸增大,随着保温时间的延长,小尺寸第二相粒子的数量减少,大尺寸第二相粒子的数量增加且其棱角变得模糊,这些粒子均为铌与钛的复合析出物;为保证铌、钛的碳氮化物能够充分溶解于奥氏体中并具有合适的奥氏体晶粒尺寸,960 MPa级铌钛微合金化超高强钢合适的加热温度为1 250℃,保温时间为80min。

Nb微合金化对热轧700 MPa超高强耐候钢组织和性能的影响

试验超高强耐候钢(/%:0.062～0.065C、0.29～0.30Si、1.23～1.27Mn、0.49～0.52Cr、0.19～0.20Ni、0.29～0.31Cu、0～0.20Mo、0.035～0.060Nb)由50kg真空感应炉熔炼,在实验室锻成60mm×60 mm方坯并热轧成4 mm板材,末道次温度880℃,水冷至600℃炉冷。用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和万能拉伸试验机研究了Nb和Nb-Mo微合金化对该钢组织和力学性能的影响。试验结果表明,0.060%Nb钢较0.035%Nb钢晶粒更细,强度提高～70 MPa,但伸长率相同;与未加Mo的0.035%Nb和0.060%Nb钢相比,0.035%Nb-O.20%Mo钢M/A相明显增加,并出现大量贝氏体组织,抗拉强度增加,但屈强比和伸长率降低。

Ti微合金化超高强度工程机械用钢研制

在实验室研制了不同Ti、Nb含量的热轧钢板,并对钢板进行了轧后冷却试验,研究了Ti、Nb微合化和热轧工艺对钢板组织和力学性能的影响。在实验室研究基础上,采用微合金化工艺路线,通过控轧控冷工艺,终轧后层流冷却工艺(卷取温度采用590℃),成功试制了700 MPa级工程机械用钢。结果显示,试验钢的屈服强度大于700 MPa,抗拉强度大于785MPa,并具有良好的冲击性能、成形性能。试验钢的组织为铁素体+少量珠光体+微量马氏体,同时,在铁素体的基体上存在大量纳米级的弥散析出或相间析出的(Nb,Ti)(C,N)析出相,有效提高了试验钢的强度。

1000MPa级Nb-Ti微合金化超高强钢加热工艺研究

研究了1000MPa级Nb-Ti微合金化超高强钢在不同加热温度下保温不同时间时奥氏体晶粒粗化行为和微合金元素碳氮化物回溶行为。研究结果表明，随着加热温度的升高，奥氏体晶粒尺寸呈现出“S”形曲线的形状，第二相粒子的数量不断减少、尺寸逐渐增大，能谱分析结果显示均为铌和钛的复合析出；随着保温时间的延长，奥氏体平均晶粒尺寸逐渐增大，小尺寸的球形和椭球形第二相粒子逐渐溶解，大尺寸方形第二相粒子数量逐渐增加，且棱角变得模糊。综合考虑加热温度和保温时间对铌和钛微合金元素的回溶行为和奥氏体晶粒粗化行为的影响，1000MPa级Nb-Ti微合金化超高强钢的加热温度选择1250oC、保温时间选择80min最合话。

铌-钛微合金化0.36C-0.83Ni-1.2Cr-0.23Mo超高强度淬火-210 ℃回火马氏体钢组织与性能

利用拉伸试验机、冲击试验机、光学显微镜、透射电镜等研究了Ni-Ti微合金化超高强度钢(/%:0.36C,0.45Si,0.63Mn,0.005P,0.002S,0.83Ni,1.2Cr,0.23Mo,0.04Nb,0.01Ti,0.0040 N,0.0020 O)的组织与性能。200 kg真空感应炉冶炼的试验钢开轧温度1050℃、终轧温度850℃,轧态组织以贝氏体和珠光体为主。经890℃淬火+210℃低温回火后,钢的R_(m) 1906 MPa,R_(p0.2)1574 MPa,A10.0%和-40℃K V218 J;组织中除含有少量两端呈方形的板条马氏体外,多为两端呈尖角的针状马氏体,大部分与晶界夹角呈60°,其亚结构出现较多孪晶,组织中微合金化析出物主要为尺寸较小的圆形或椭圆形NbC,以及少量尺寸较大的呈方形与圆形复合形态的析出物(Ti,Nb)(C,N),可以看出复合析出物尺寸越大、方形特征越明显,析出相中Nb含量降低,Ti含量升高。

微合金化15MnNbRE钢的热强性能研究

研究了１５ＭｎＮｂＲＥ钢持久强度与材料热处理状态的关系，以及高温抗氧化性能和长时期组织稳定性。结果表明，该钢的高温持久强度比锅炉用低碳钢２０Ｇ提高约２０％。

微合金化对超高强度TRIP效应马氏体钢扩孔性能的影响

为了开发要求高淬透性的第三代汽车用钢，研究了添加Cr、Mo和Ni对通过等温转变工艺以低于马氏体转变结束温度生产的0．2％C-1．5％Si-％1．5％Mn-0．05％Nb（质量％）相变诱导塑性马氏体钢显微组织和扩孔性能的影响。当添加0.5％或1．0％的Cr到钢中时，获得了1．5GPa的抗拉强度和40％的扩孔率。另一方面，添加Cr-Mo或Cr-Mo—Ni虽然使屈服强度和抗拉强度较之基钢增加了，但对扩孔性和成形性的影响极小。含Cr钢的良好平衡主要归功于微细分散马氏体一奥氏体复合相的（1）体积分数与（2）粒问路径的适当组合，抑制了冲孔时空隙萌生于基体／复合相界面处和扩孔时空隙聚合或裂纹扩展。

钢中稀土微合金化作用与应用前景

低氧硫钢中室温下稀土固溶量达 10 - 5～ 10 - 4 ,Mn S夹杂完全变质后 ,稀土固溶量显著增加 ,酸溶铝 ,Nb,Ti均有利于提高钢中稀土固溶量。固溶稀土偏聚在晶界 ,减少硫、磷在晶界的偏析 ,渗碳体中固溶稀土多于铁素体。稀土和碳相互作用 ,减少珠光体数量、珠光体片间距和渗碳体厚度 ,细化珠光体组织 ,提高硬度。稀土对钢的强度影响具有两面性 ,稀土能提高锰碳钢的屈强比和有利于改善低合金高强度钢的强韧性。稀土在低合金高强度钢中有广泛的应用前景 ,发展具有中国资源优势的稀土微合金钢有重要的意义。

Nb微合金化冷轧双相钢DP980的试制研究

采用C-Si-Mn-Cr-Nb合金系,采取两种热轧、退火工艺,在实验室试制Nb微合金化冷轧双相钢DP980。结果表明,两种试制钢的抗拉强度分别为1034 MPa和1048 MPa,屈服强度分别为534 MPa和499 MPa,伸长率分别为11.2%和11.3%,n值分别为0.28和0.27,屈强比分别为0.52和0.48;试制钢的热轧组织为F+P,连续退火后的组织为F+M,退火后的应力应变曲线表现出连续屈服的特点。

屈服强度1400 MPa级低合金超高强钢的SH-CCT曲线及其粗晶热影响区组织

采用热模拟和显微金相、显微硬度检测等技术研究了1 400 MPa级低合金超高强钢的奥氏体化相变温度、冷却时间t_(8/5)对其焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响。结果表明,试验钢奥氏体化开始温度A_(c1)为710℃,奥氏体化结束温度A_(c3)为820℃;随着t_(8/5)的增大,热影响区粗晶区的组织由全部为板条马氏体转变为粒状贝氏体+板条马氏体的混合组织,再转变为全部粒状贝氏体组织,最终转变为贝氏体+珠光体+铁素体组织;随着t_(8/5)的增大,显微硬度从500 HV5逐渐降至250 HV5,而试验钢母材硬度值范围为502~523 HV5,因此在t_(8/5)较大时,即在较大的焊接热输入条件下,1 400 MPa级低合金超高强钢软化现象严重,焊接过程应严格控制焊接热输入。

72B大规格线材微合金化的研究与应用

为了提高 72B大规格线材的强韧性 ,通过微合金化及控轧控冷工艺 ,实现了 72B大规格线材的高索氏体化 。

热轧超高强钢M1200HS的显微组织与磨粒磨损性能

采用热轧和在线直接淬火工艺制备热轧超高强钢M1200HS,研究了其显微组织、力学性能及在石英砂与水的混合物中的磨粒磨损性能,并与传统低合金耐磨钢NM400和NM450作对比。结果表明:M1200HS钢的显微组织为马氏体和极少量铁素体,其马氏体板条尺寸较大,大角度晶界占比较小;M1200HS钢的抗拉强度和硬度分别为1 387 MPa和403 HB,均符合GB/T 24186-2009标准,且与NM400钢近乎相当,但低于NM450钢;3种试验钢的磨损机制均为微观切削机制,M1200HS钢与NM400钢的耐磨粒磨损性能相当,但低于NM450钢。

Q1400超高强钢激光-MAG复合焊与MAG组织及性能对比

针对一种屈服强度1400 MPa新型超高强钢,对比分析了在使用低强匹配焊材的条件下MAG和激光-MAG复合焊的组织及性能差异。2种焊接工艺的成形及截面形貌均连续均匀,无气孔、裂纹、夹渣等微观缺陷。MAG采用2 mm钝边的60°坡口,热输入大、冷却速度较慢,焊缝组织主要为马氏体+贝氏体组织,焊缝-40℃冲击吸收能量为45 J,为母材的150%;热影响区冲击吸收能量为30 J,与母材水平相当;接头抗拉强度为1166 MPa,相当于母材的69%。激光-MAG复合焊采用6 mm钝边的40°坡口,打底焊焊缝为马氏体组织;填充焊焊缝为马氏体+贝氏体组织;焊缝-40℃冲击吸收能量与MAG相当,但热影响区的冲击吸收能量达到42 J,优于MAG和母材;接头抗拉强度接近1300 MPa,高于MAG 125 MPa,相当于母材的76%。激光-MAG复合焊焊接效率优于MAG,达到MAG的3倍以上。

700MPa级超高强度汽车大梁用钢研究与开发

根据超高强度汽车大梁钢的特点和要求,介绍了莱钢开发700MPa级大梁钢的Nb-Ti微合金化成分设计及控轧控冷技术,以及该钢的组织形态和析出相分布与形貌。经检测,产品的力学性能和成型性能良好,均满足制造汽车大梁的要求。

超高强钢低匹配焊接接头熔合区组织特征及断裂行为研究

对超高强钢采用了低匹配的奥氏体焊接材料进行了焊接。采用光学显微镜、扫描电镜等手段对该接头熔合区的组织进行了分析,通过原位拉伸分析手段对熔合区的局部断裂行为进行了研究。结果表明,焊接接头熔合区的化学成分不均匀,在靠近熔合线处形成了宽度不等的“富奥氏体带”,最高硬度位于富奥氏体带。原位拉伸试样均在最大载荷前起裂,裂纹起裂和扩展伴随着大量的塑性变形,断裂位置最后均位于较软的奥氏体焊缝侧,其主要断裂机制为延性断裂。

回火温度对PRO500超高强钢的组织与冲击断裂行为的影响

采用显微硬度仪、摆锤冲击试验和扫描电镜等研究了PRO500超高强钢经200℃~600℃回火处理后的显微组织和力学性能,并利用图像分析软件定量分析了其冲击断口特征。结果表明:从200℃开始板条马氏体随回火温度升高逐渐分解、合并变宽,在250℃时出现第一类回火脆性;从250℃开始随回火温度的升高,实验钢的硬度降低、冲击吸收能量增加,379℃回火时实验钢的综合力学性能最佳,此时硬度和冲击吸收能量分别为398 HV和54.7 J;冲击断口纤维区面积和冲击吸收能量大小随回火温度的升高变化趋势相近,250℃回火时断口观测区韧窝面积占总面积百分比为20.4%,冲击吸收能量最低,为45 J,600℃时该比例升高至44.5%,最大韧窝直径为17.5μm,冲击吸收能量最大,为72.5 J。

780 MPa级微合金钢的激光相变硬化工艺及组织性能

利用4 k W光纤激光器对一种780 MPa级Nb-Ti-Mo微合金化的低碳钢进行了激光相变强化处理,研究了激光功率和扫描速度对激光相变区宏观形貌和显微硬度的影响,讨论了激光相变区显微组织的演变规律.结果表明:随着激光功率的增加或扫描速度的降低,激光相变区宽度和深度逐渐增加.激光相变区包含三个区域:微熔区、硬化区和过渡区.微熔区显微组织为铁素体、粒状贝氏体和马氏体;硬化区显微组织为全马氏体;过渡区为相对细小的全马氏体或与铁素体的混合组织.在所研究的参数中,硬化区的硬度可超过母材30%左右,平均硬度达到320 HV.实验钢表面耐磨性能提高30%左右.

回火温度对1000 MPa级超高强钢的组织与力学性能的影响

采用回火试验模拟1000 MPa级超高强钢热轧生产过程中卷取后的冷却过程,利用OM、SEM和电子拉伸试验机等,研究了回火温度对1000 MPa级超高强钢的组织和力学性能的影响。研究结果表明,回火温度大于150℃,试验钢连续屈服特征消失并出现明显的屈服平台;350℃为该试验钢临界回火温度,低于350℃回火可以显著提高试验钢的屈服强度和屈强比;试验钢马氏体组织的分解随着回火温度的升高而加剧、从而导致碳化物析出相含量增加,并且逐渐球化演变成颗粒状。

1000MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢加热制度研究

采用OM、TEM和EDS分析技术,研究了1000 MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢在不同加热温度下保温不同时间时奥氏体晶粒粗化行为与微合金元素碳氮化物溶解行为。结果表明,铸坯中存在尺寸与形状明显不同的3类析出物:尺寸大于1μm的方形Ti N粒子;尺寸在500 nm以下的球形、椭球形或方形Nb、Ti复合析出物;少量方形或椭球形Ti S或Ti(C,S)析出物。随着温度的升高,原始奥氏体晶粒尺寸呈现出单调增大的趋势,当加热温度超过1200℃时奥氏体晶粒发生快速长大,而析出物数量不断减少、尺寸逐渐增大、Ti/Nb原子比逐渐升高,EDS显示均为Ti、Nb复合析出。随着保温时间的延长,原始奥氏体平均晶粒尺寸呈抛物线规律长大,小尺寸的球形、椭球形的析出物逐渐溶解,大尺寸方形析出物数量逐渐增加且棱角变得模糊。综合考虑加热温度和保温时间对Nb、Ti微合金元素的固溶行为和奥氏体晶粒粗化行为的影响,1000 MPa级Nb-Ti微合金化超高强度钢的加热温度和保温时间分别为1250℃和80 min较合适。