600 MPa级热镀锌双相钢再结晶和相变规律研究

在Gleeble-3800热模拟机上对600MPa级热镀锌双相钢进行了连续退火工艺模拟实验,利用光学显微镜与扫描电镜观察分析了600MPa级热镀锌双相钢在连续退火过程中的再结晶和相变规律。结果表明,600MPa级热镀锌双相钢在连续退火初期。650～700℃加热范围内再结晶剧烈进行。加热速度提高,冷变形组织的再结晶开始与结束温度也相应升高。两相区保温后快速冷却得到不同体积分数的铁素体和马氏体组织,随两相区保温温度升高,马氏体特征更加明显。     

780MPa级热镀锌用TRIP钢退火工艺及组织演变

研究了热镀锌用高强TRIP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律.结果表明:实验用钢可获得780.00MPa以上的抗拉强度和24.00%以上的断后延伸率;两相区加热温度和贝氏体保温时间对钢的力学性能具有显著影响,两相区加热温度为850℃,贝氏体保温时间为30s时,实验用钢能获得最佳的综合力学性能;在贝氏体中温相变后,仍有部分亚稳奥氏体(碳含量较低)在后续冷却过程中发生马氏体相变,从而导致钢退火后的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成.     

冷轧双相钢连续退火组织的转变

采用光学显微镜与扫描电镜观察分析了实验钢冷轧组织在连续退火过程中的再结晶与相变规律,研究了过时效回火对双相钢显微组织的影响.实验表明,在连续退火初期的加热过程中,在600～720℃大量进行再结晶.加热速度对再结晶行为有较大影响,以10℃/s加热,再结晶将持续到双相区.珠光体在低于720℃的加热过程中变化不明显,而铁素体晶界与晶内出现球状碳化物颗粒.双相区退火过程中,奥氏体首先在珠光体处形成,原铁素体晶界与晶内的碳化物颗粒也形成奥氏体岛.800℃保温后缓慢冷却至630～680℃可以得到合理比例的双相钢组织.当过时效温度大于300℃,马氏体分解,碳化物颗粒析出,将对双相钢性能产生不良影响.     

Nb-Ti微碳深冲双相钢的连续冷却转变规律

摘要：通过连续冷却实验研究了Nb Ti微碳深冲双相钢在不同冷却速率下的显微组织变化规律。并结合显微组织、热膨胀曲线以及实验钢的硬度值绘制出实验钢的CCT曲线。结果表明,实验钢的CCT曲线由铁素体、珠光体与贝氏体区组成,其中铁素体和贝氏体的区域较大,覆盖冷却速度范围较广。实验冷却速率下未出现马氏体组织。在05～1℃/s的慢冷速下,组织由铁素体和珠光体组成;当冷速增加至3℃/s时,贝氏体开始出现,珠光体消失。当冷速在5～10℃/s范围内时,获得铁素体+贝氏体双相组织;当冷速大于10℃/s时,铁素体相变消失,此时为纯贝氏体转变。热处理过程中若想获得一定量的马氏体组织,退火温度宜设置在820～900℃双相区较低温度范围,使合金元素充分富集于少量奥氏体中,在随后冷却过程中此奥氏体转变为马氏体组织。     

Nb-Ti微碳深冲双相钢的连续冷却转变规律

通过连续冷却实验研究了Nb-Ti微碳深冲双相钢在不同冷却速率下的显微组织变化规律。并结合显微组织、热膨胀曲线以及实验钢的硬度值绘制出实验钢的CCT曲线。结果表明,实验钢的CCT曲线由铁素体、珠光体与贝氏体区组成,其中铁素体和贝氏体的区域较大,覆盖冷却速度范围较广。实验冷却速率下未出现马氏体组织。在0.5～1℃/s的慢冷速下,组织由铁素体和珠光体组成;当冷速增加至3℃/s时,贝氏体开始出现,珠光体消失。当冷速在5～10℃/s范围内时,获得铁素体+贝氏体双相组织;当冷速大于10℃/s时,铁素体相变消失,此时为纯贝氏体转变。热处理过程中若想获得一定量的马氏体组织,退火温度宜设置在820～900℃双相区较低温度范围,使合金元素充分富集于少量奥氏体中,在随后冷却过程中此奥氏体转变为马氏体组织。     

热处理工艺对冷轧热镀锌双相钢组织与性能的影响

在实验室试制了热镀锌冷轧DP590双相钢,分析了临界区退火温度对双相钢组织性能的影响,并将同种成分的实验室试制双相钢与工业生产双相钢的组织性能作对比,结果表明:热镀锌双相钢在镀锌段易出现贝氏体组织,且随临界区温度的上升,贝氏体组织含量增多,双相钢的强度上升,而塑性下降;工业试制双相钢,贝氏体和马氏体交互附着在铁素体晶界上,它们的体积分数约占29%,抗拉强度为610MPa,伸长率为31.5%,各项性能符合要求。研究得出,通过控制第二相(马氏体+贝氏体)体积分数和分布形态,能够充分改善热镀锌双相钢的力学性能。     

基于淬火回火的热镀锌退火工艺对双相钢组织性能的影响

提出了基于淬火回火的双相钢热镀锌退火工艺,并进行试验研究了该工艺对双相钢显微组织和力学性能的影响。结果表明,随着热镀锌或/及合金化时间的延长,材料的强度下降、塑性升高,相对于热镀锌退火,热镀锌合金化退火的温度更高、时间更长,因此双相钢的强度下降更明显;微合金元素铌延迟回火时马氏体中固溶碳的析出并延迟马氏体的回复再结晶过程,可以提高双相钢的回火稳定性,从而改善热镀锌双相钢的力学性能。     

再结晶和相变的交互作用对双相钢组织特征的影响

系统地研究了不同的热处理工艺对双相钢组织特征的影响。研究的结果表明,存在一个临界两相区退火温度。当退火温度高于此临界退火温度,双相钢组织表现出带状铁素体的特征;而低于临界温度的退火可以得到典型的马氏体和铁素体等轴状组织的特征,这是由于冷轧钢板在两相区退火过程中的相变和再结晶过程交互作用的结果。当相变先于再结晶发生时会形成带状铁素体。预先的低温再结晶处理可以消除铁素体带状组织。     

工艺参数对800 MPa热镀锌双相钢组织性能的影响

 在实验室试制了低Si 的C Mn Cr Mo系的800 MPa级冷轧热镀锌双相钢,研究了卷取温度、退火温度、退火时间等工艺参数对双相钢微观组织和力学性能的影响。试验结果表明：试验用钢在820~850 ℃退火,保温100 s以上,抗拉强度可以达到800 MPa级以上。随着退火温度的升高,强度升高,但综合性能以退火温度为820 ℃时为最佳。在820 ℃退火时,随着保温时间的增加,双相钢的强度显著增加,当保温时间超过100 s以后,强度增加缓慢。690 ℃高温卷取有利于获得最终力学性能良好的双相钢组织。     

加热工艺对中锰钢残余奥氏体含量的影响

 研究了不同加热方式对0.2%C-5%Mn钢650℃临界退火后残余奥氏体含量的影响。采用透射电镜TEM、电子背散射EBSD等技术研究了碳化物析出和组织形貌,利用XRD技术测定了残余奥氏体体积分数。结果表明：较低温度下等温一段时间后加热到650℃,或直接快速加热到650℃进行临界退火,可获得较多残余奥氏体。因为快速加热既能抑制升温过程中组织的回复和再结晶,也能抑制粗大渗碳体颗粒的析出;在较低温度等温处理时可析出细小弥散的碳化物并在临界退火时迅速固溶,这些细小弥散的碳化物作为形核核心加速了奥氏体相变。     

连续退火工艺对双相钢金相组织和力学性能的影响

利用河北钢铁技术研究总院连续退火热模拟机研究了退火工艺对双相钢金相组织与力学性能的影响。结果表明,两相区加热温度升高,试样中铁素体含量下降,晶粒细化,马氏体含量升高,屈服强度增加,抗拉强度变化不大,在820～840℃退火时伸长率达到最大值;两相区保温时间增加,组织中铁素体再结晶充分,晶粒长大,马氏体晶粒并无明显变化,室温时双相钢屈服强度与抗拉强度降低,伸长率明显增加;随着时效温度升高,屈服强度缓慢增加,抗拉强度缓慢减小,在时效温度230～270℃时,伸长率随时效温度升高而降低,并在290℃时取得最大值。     

退火工艺及w(Cr)对DP500钢组织和性能的影响

基于冷轧双相钢的生产工艺,采用ULAVC-CCT-AY-II连续退火模拟器对其进行退火,通过拉伸试验测试退火后的力学性能,并利用OLYMPUS-BX51金相显微镜和扫描电镜对热处理后的显微组织进行观察。结果显示:在760～780℃之间进行保温,缓冷温度设定为670℃,可获得铁素体加马氏体组织;添加Cr可以提高奥氏体的淬透性;预先再结晶处理改变了双相钢淬火后马氏体的形态和分布,得到较为均匀的F+M双相组织。     

12Cr2Mo1R钢相变规律研究

采用热膨胀法并结合金相组织分析及硬度变化来测定12Cr2Mo1R钢变形奥氏体的连续冷却转变温度,研究了钢的相变规律,结果表明,12Cr2Mo1R钢未变形奥氏体连续冷却转变,冷却速度<0.27 ℃/s时,组织为贝氏体+铁素体+珠光体;在0.27～8.4 ℃/s之间时,组织为贝氏体;>8.4 ℃/s时,组织为马氏体+贝氏体。变形奥氏体连续冷却转变,冷却速度<5 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体;在5～20 ℃/s之间时,主要为贝氏体组织;>20 ℃/s时,得到的组织为马氏体+贝氏体。形变加速了奥氏体连续相变,使连续冷却相变温度提高。钢中Cr、Mo等合金元素,提高了过冷奥氏体的稳定性,使连续转变过程中出现了亚稳奥氏体区,提高了贝氏体的淬透性。     

临界退火温度对中锰TRIP钢组织和性能的影响

采用淬火热膨胀仪、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验机对0.2C-5Mn TRIP钢临界区相变行为、微观组织及力学性能进行了研究,并运用Factsage软件对0.2C-5Mn TRIP钢在临界区的相变热力学进行了计算,在此基础上讨论了临界区相变过程的特点。研究结果表明,临界区逆转奥氏体含量随着临界退火温度的升高而逐渐增加,逆转奥氏体中碳含量先增加后减少,Mn含量逐渐下降,逆转奥氏体热稳定性也逐渐下降。当临界退火温度为700℃时,在冷却过程中发生明显的马氏体相变;随着临界退火温度增加,渗碳体逐渐溶解,但由于相变时间较短,渗碳体无法完全溶解;当临界退火温度为600~675℃时,临界退火后的微观组织由铁素体、渗碳体和残余奥氏体构成。当临界退火温度为700℃时,临界退火后的组织由铁素体、残余奥氏体、马氏体以及少量未溶解的渗碳体构成;随着临界退火温度的升高,实验钢的工程应力-应变曲线变化显著,在675℃退火3min后获得最佳的力学性能,抗拉强度为1 138MPa,断后伸长率为23%。     

含Ti系TRIP钢静态CCT曲线测定及分析

采用热膨胀法研究了某含Ti系TRIP钢在完全奥氏体温度下的连续冷却相变过程;结合显微组织观察,建立了试验钢的连续冷却转变曲线,分析了钢的相变规律和组织形貌。结果表明,当冷速低于1~℃/s时,试验钢仅发生铁素体和珠光体相变;加快冷速后,逐渐发生贝氏体和马氏体相变;冷速超过10~℃/s时,认为贝氏体已基本消失,只发生马氏体转变,室温组织为全马氏体。试验钢在冷轧试制过程中,可选择在两相区退火,淬火温度(一次快冷温度)可取204~343~℃。     

退火工艺对1180 MPa级双相钢显微组织和力学性能的影响

利用Gleeble 3500热模拟试验机、场发射扫描电镜和透射电镜等设备研究了两相区退火工艺对超高强双相钢DP1180显微组织和力学性能的影响。结果表明:760℃以下退火时,冷轧钢板主要发生退火软化现象,屈服强度显著降低,但此时马氏体含量增加并不明显;当退火温度提高至800℃以上时,由于过度奥氏体化,过冷奥氏体中C含量降低,导致过冷奥氏体的稳定性变差,生成大量贝氏体,钢的强度随着温度的提高而降低;为确保试验钢的综合力学性能,退火区间选在760～800℃最佳,可以获得细小而均匀的显微组织。     

TRIP钢 TMP和热处理过程中的组织演变

介绍了热轧TRIP钢TMP(形变热处理)的精轧阶段(奥氏体未再结晶区变形)、输送台冷却(γ-α两相区的相变)和卷取阶段(贝氏体转变)热轧TRIP钢组织演变的影响因素;冷轧TRIP钢临界区(γ-α区)退火和贝氏体转变区等温处理时的组织演变及其演变过程中TRIP钢残余奥氏体中碳的富集的研究进展。     

高铝增强成形性双相钢980DH组织性能研究

采用相变淬火膨胀仪、连退热模拟试验机等开展高铝增强成形性双相钢980DH静态连续冷却转变、连续退火工艺对冷轧板组织、性能的影响规律研究。结果显示：冷却速率在5～10℃/s,只发生贝氏体相变;当冷速>15℃/s后,随着冷速的提高,贝氏体占比减少,马氏体含量增加;980DH钢基体组织主要为铁素体、马氏体和残余奥氏体;均热温度（780～800℃）×160 s、缓冷温度650～700℃、冷却速率50℃/s快冷至300℃,保温5 min时效处理后空冷至室温,可获得性能优异的CR550/980DH。研究结果对工业开发高级别DH钢具有指导意义。     

贝氏体等温温度对超高强冷轧TRIP钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350～410℃保温600 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温温度对超高强相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成;贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温温度增加,固溶C原子扩散系数提高,促进残余奥氏体中碳化物的析出。因此,奥氏体中的平均固溶C含量降低,使得TRIP钢残余奥氏体分数降低,马氏体体积分数增加。贝氏体等温温度由350℃增加至410℃时,TRIP钢屈服强度由720 MPa降低至573 MPa,抗拉强度由1 195 MPa提高至1 312 MPa,伸长率A_(80)由17.8%降低至12.5%。贝氏体等温温度为350℃时,冷轧TRIP钢具有优良的综合力学性能,强塑积达到21 270 MPa·%。     

变形对微合金钢在两相区变形时显微组织的影响

通过热处理试验和单道次压缩热模拟试验,研究了微合金钢加热到两相区变形时的组织演变规律,并分析了变形量的影响,使用OM、SEM和EBSD技术分析了试验钢的微观组织和取向分布。结果表明,试验钢加热到两相区保温后,奥氏体相变在原铁素体晶界上发生,变形时晶界上的奥氏体发生应变诱导相变,形成细小的仿晶界铁素体,变形铁素体发生动态回复或动态再结晶。随变形量和变形温度的提高,硬度下降,800℃下增加变形量,动态回复向动态再结晶发展,动态再结晶形核机制是亚晶转动生长,名义变形量为70%时得到均匀的超细晶组织,有效晶粒平均等效直径为2.7μm,大角度晶界的体积分数达到92.8%。