一种新型高强度高塑性冷轧中锰钢的组织和力学性能

研究了两相区退火温度对一种新型冷轧中锰钢(0.2C-5Mn-0.6Si-3Al,质量分数,%)显微组织及拉伸性能的影响。结果表明,在退火温度为730℃时,冷轧中锰钢可获得优异的强度与塑性配合,即抗拉强度为1062 MPa,总伸长率为58.2%,强塑积为61.8 GPa·%。随着退火温度升高,逆转变奥氏体逐渐粗化,且由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在一定退火温度下可获得奥氏体晶粒尺寸分布较为宽泛的多尺度的组织形态。这种多尺度组织形态的残余奥氏体具有适当的机械稳定性,能够产生连续不断的相变诱发塑性(TRIP)效应。连续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,是冷轧中锰钢获得高强度、高塑性的主要原因。冷轧中锰钢拉伸断裂的裂纹主要萌生于软相的铁素体(δ-铁素体)及超细晶铁素体与形变诱导马氏体(残余奥氏体)的界面处。     

普碳钢中板表层组织超细化的变形机理

采用单向压缩热模拟试验进行了普碳钢中厚板表层组织超细晶化研究。材料奥氏体化后快速冷却到550-800℃范围内变形,结果表明,随着变形温度的升高,材料分别发生形变后铁素体静态再结晶、形变过程中的铁素体动态再结晶,形变诱导奥氏体．铁素体相变并获得超细晶粒铁素体。随着保温时间增加,形变诱导相变获得的铁素体逆相变为奥氏体。实验室轧制9mm钢板的铁素体晶粒度,轧后空冷达到11级（约7μm）,与热模拟试验的结果相一致,轧后快冷铁素体晶粒进一步细化到12级（约5μm）。实验室条件下,钢板的屈服强度,轧后空冷接近350MPa,轧后快速冷却,能再提高90MPa左右,但断后伸长率明显下降。     

铌、钛微合金化仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相钢的形变诱导铁素体相变的研究

以仿晶界型铁素体型/粒状贝氏体复相钢为对象,研究了铌、钛微合金化对其形变诱导铁素体相变的影响以及以仿晶界铁素体/粒状贝氏体为基本组织的复相钢形变诱导铁素体相变规律.研究表明,仿晶界铁素体/粒状贝氏体复相钢进行微合金化,会使其形变诱导铁素体相变受到抑制而推迟;同时因为微合金元素的加入,细化了相变中诱导析出的铁素体晶粒,有利于复相钢中粒状贝氏体的形成.形变参数对相变过程有着显著的影响,奥氏体化温度决定了奥氏体原始晶粒尺寸同样影响着形变诱导铁素体相变过程.采用合适的形变参数和奥氏体温度都可以促进形变诱导铁素体相变的进行从而细化铁素体晶粒.     

低碳含铌细晶双相钢的组织控制

利用热模拟压缩变形实验研究了低碳含铌钢基于过冷奥氏体动态相变细晶双相钢的组织控制.相变前的奥氏体状态(再结晶奥氏体或形变奥氏体组织)及Nb的存在状态对动态相变有较大的影响.结果表明,由于铌在再结晶奥氏体中主要以固溶状态存在,其固溶拖曳作用延迟了铁素体动态相变,要求在动态相变中施以大的应变量才能获得细小马氏体岛弥散分布于细晶铁素体中的双相组织;形变奥氏体中,大部分铌在奥氏体未再结晶区形变中应变诱导析出,动态相变中固溶铌拖曳作用的降低以及未再结晶区形变对奥氏体有效晶界面积(Sv)的提高均有利于铁素体在动态相变中快速形核,在小应变量下即可获得铁素体晶粒为1～2μm,马氏体岛＜1μm的超细晶双相组织.     

低碳钢形变诱导铁素体相变过程中碳的扩散行为

在Gleeble 1500热模拟机上对低碳钢Q235进行了热压缩实验，用电子探针分析了热变形试样微观组织中的碳浓度分布．结果表明，形变诱导铁素体晶粒中的碳含量明显过饱和．这表明在形变诱导铁素体相变过程中，碳没有发生明显的从铁素体向奥氏体扩散．从热力学的角度分析，在高于奥氏体-铁素体平衡转变温度Ae3变形，变形存储能的作用最终降低了体系相变后的自由能，使得在形变诱导铁素体相变过程中，碳无需发生从铁素体向奥氏体的扩散。     

低碳合金钢变形奥氏体的相变研究

利用Gleeble-1500热模拟试验机对低碳合金钢进行了不同变形量、冷却速度的热模拟实验.经OM和TEM观察表明,当未变形奥氏体以10～30℃/s连续冷却时,贝氏体铁素体优先在奥氏体晶界处形核,然后呈板条状从奥氏体晶界向晶内长大,并且可以从最终的组织看到原奥氏体晶界.与未变形奥氏体相比,当奥氏体在880℃经过40%变形、并以10～30℃/s连续冷却时,由于变形增加了奥氏体晶粒的形变储存能,促进了先共析铁素体在奥氏体晶界位置优先形成,所以贝氏体铁素体只能在奥氏体晶内形成,从最终的室温组织不能看到原奥氏体晶界.     

冷轧中锰钢的再结晶调控及其对力学性能的影响

为探究铁素体再结晶对冷轧中锰钢微观组织与力学性能的影响规律,以0.15C-5Mn (质量分数,%)冷轧中锰钢为研究对象,采用两步临界区退火的热处理方法,利用SEM、TEM和EBSD等表征手段和力学性能测试方法,研究了铁素体再结晶调控对冷轧中锰钢多样化残余奥氏体形成及其力学性能的影响。结果表明,通过在不同温度预先调控冷轧中锰钢中的铁素体再结晶,可获得由不同比例的等轴状再结晶铁素体和马氏体组成的双相细晶组织。经常规退火处理后,在终态组织中形成了不同体积分数的超细晶再结晶铁素体和呈等轴状/板条状形貌的多样化细晶残余奥氏体,使中锰钢在拉伸变形过程中表现出多样化的TRIP效应,在提升冷轧中锰钢强塑性能的同时,其Lüders变形也获得改善。     

低碳钢过冷奥氏体形变过程超细铁素体的形成

采用过冷奥氏体在A3-Ar3之间变形工艺，获得平均晶粒尺寸约为2μm的微细铁素体晶粒组织，过冷奥氏体形变过程的组织演变包括两个阶段，形变前期以形变强化相变铁素体转变为主导；当相变基本完成后，形变后期以铁素体的动态再结晶为主，形变强化相变是一以形核为主的过程，是晶粒细化的主要原因，应变量较小时，铁素体主要沿原奥氏体晶界及晶内变形带等位置形核，随应变量的增加，以铁素体转变前沿畸变区的反复形核为主。     

低温变形低碳钢超细铁素体的形成

在Ｇｌｅｅｂｌｅ ２０００热模拟实验机上通过变形同时水淬和减少变形量的方法,对普通低碳钢低温变形获得超细晶铁素体的机制进行了研究。结果表明：超细晶铁素体的获得主要是形变诱导铁素体和铁素体动态再结晶两种机制共同作用的结果。在８７０－７６０℃低温８０％变形可以获得的等轴均匀超细晶铁素体。形变量控制铁素体的析出量和动态再结晶。应变速率影响形变诱导铁素体所需的临界变形量。冷却过程对铁素体的析出量不产生决定     

超细晶铁素体钢的力学性能及成形性能研究

采用形变强化铁素体相变超细晶轧制工艺,获得了750MPa级超细晶铁素体钢板,其超细晶铁素体体积比高达93%,晶粒尺寸仅为1μm,并具有优异的成形性能。对超细晶铁素体钢组织的精细分析发现,因铁素体晶界随晶粒超细化而减薄,使得其晶界对材料的力学性能具有双重影响,一方面,屈服强度随着晶界总长度的增加而提高;另一方面,又因晶界减薄而降低。研究表明,超细晶铁素体钢的组织性能关系虽然与霍尔-佩奇关系相吻合,但存在较大偏差,主要表现为斜率显著下降。文章对斜率下降的原因进行了机理分析。     

低碳微量铌钢形变过程中动态相变的特点

用热模拟变形实验研究了低碳微量铌钢形变中的动态相变以及形变后冷却中的相变行为,透射电镜观察了Nb（CN）的析出及对铁素体晶粒截径和体积转变量的影响。结果表明：含Nb钢动态相变中铁素体形核位置依次为原奥氏体晶界、铁素体,奥氏体的相界前沿直至奥氏体晶内,随着细小的应变诱导Nb（CN）析出在基体上弥散分布,铁素体的转变量大幅增加并且其相变长大趋势得到有效抑制,使得铁素体的长大在时间和空间上均受到限制,是一个以形核为主的过程,相变完成后铁素体晶粒截径约为2舯;而形变后冷却相变工艺中铁素体的形核位置主要为奥氏体晶界以及形变带,而大量弥散分布的Nb（CN）析出对细化铁素体晶粒的作用并不明显,是一个形核长大的过程,最终得到的铁素体晶粒截径约为7μm。     

普通碳锰钢的超细晶板材控轧工艺研究

在GLEEBLE2000热模拟试验机上进行普通碳锰钢Q345两相区变形实验，研究变形工艺条件对材料微观组织的影响，分析其组织演变规律及机理，斤且在实验轧机上进行板材轧制实验。结果表明，实验钢(0．16C，0．3Si，1．29Mn)采用在过冷奥氏体区及其邻近的两相区变形可以获得等轴超细晶铁素体组织；控轧获得的9mm板材铁素体晶粒细化到晶粒截距4μm，屈服强度达到458MPa，抗拉强度580MPa，伸长率29％。     

低碳钢奥氏体晶粒控制对应变强化相变的影响

研究了在温度过冷条件下,名义变形为５０％（应变为－０．６９）,应变速率为１ｓ＾－１,形变温度为８００－７４０℃时,低碳钢相变前奥氏体晶粒尺寸（平均直径为４４－７μｍ）对应变强化相变铁素体转变量及铁素体晶料大小的影响,形变前奥氏体晶粒小的铁素体转变量增加,相变完成后细小铁素体晶粒分布较均匀;形变前奥氏体晶粒粗大时,形变后铁素体转变不完全,铁素体晶粒粗大且不均匀,这种影响的显著程度随形变温度的降低而家     

高性能海底管线钢的铁素体相变规律

采用Gleeble-1500D型热模拟试验机研究了高性能海底管线用钢的铁素体相变组织演变特征,观察不同变形温度、变形量和开冷温度对铁素体相变规律的影响。结果表明,增加变形量和降低变形温度均会促进形变诱导铁素体相变,加快铁素体析出,细化铁素体晶粒;降低开冷温度,铁素体转变量增加,但开冷温度过低时,铁素体晶粒会明显长大。为了获得细小弥散的铁素体组织,试验钢奥氏体未再结晶区变形温度应控制在780℃左右,变形量≥50%,开冷温度控制在700~660℃之间。     

利用相变进行低碳钢的亚微米化

以低碳微合金钢为对象,提出了一种利用相变进行亚微米化的新方法.通过大变形量温变形和循环淬火相结合的方法,使奥氏体晶粒细化到1-2 μm.在一般冷速的连续冷却条件下,得到的铁素体粒径接近或超过原奥氏体晶粒;若冷却过程中在Ar3点以下施加较大的变形,则可以获得尺寸为0.1-0.3 μm的亚微米级铁素体组织.大变形量的温变形使得原始组织中的碳化物分布均匀,促进了加热过程中碳化物的溶解及超细奥氏体晶粒的形成;晶界滑动促进奥氏体的晶界形核可能是超细奥氏体形变诱导相变的主要机制.     

共析钢的过冷奥氏体动态相变和组织超细化

通过在Gleeble-1500热模拟试验机上进行单轴热压缩实验,研究了共析钢中过冷奥氏体在A1-Ar1之间变形时的组织演变,探讨了共析钢中复相组织球化超细化的机理.结果表明:随着应变量的增加,片层珠光体在原始奥氏体晶界形成的铁素体生长前沿形核长大,并向原始奥氏体晶内推进,直至相变完成.片层珠光体生成后继续变形,发生渗碳体的溶断和球化,及铁素体的动态回复再结晶等轴化等过程.渗碳体的球化有两种机制,其一是由于Gibbs-Thomson效应,珠光体中片层状渗碳体发生溶断和球化,生成的大颗粒渗碳体主要分布在铁素体晶界;其二是纳米级渗碳体粒子伴随铁素体动态再结晶在晶内重新析出.实验证实,在合适的变形工艺条件下可以得到亚微米级铁素体与亚微米、纳米级颗粒状渗碳体的双相组织.     

Q235碳素钢超细铁素体组织的退火过程研究

在热模拟单向压缩条件下研究了Q235碳素钢形变强化相变产生的超细铁素体退火时的组织及取向(差)演变过程及其应变量和先共析铁素体的影响。结果表明，形变强化相变后细晶铁素体内形变储存能有限，加上渗碳体的钉扎，一般不发生明显的静态再结晶过程。当应变量足够大时，形变后在650℃下保温铁素体发生正常长大。先共析铁素体存在时，形变后在650℃退火时，形变长条铁素体发生明显的(亚)晶粒回复式长大。形变改变了未转变奥氏体的分解方式，表现为奥氏体向离异珠光体的加速转变。讨论了低碳钢形变后铁素体难以再结晶的原因。     

低碳钢应变锈导铁素体相变研究中的淬火问题

在Gleeble-1500热模拟实验机上对SS400钢进行了不同温度下的单道次变形实验，对变形后果用喷水和自动落水两种淬火方法的效果进行了对比，通过对不同变形温度以及试样不同部位的组织分析研究了先共析铁素体的析出规律，结合不同温度变形后相变点测定的实验结果，确定了应变诱导铁素体相变的上限温度，探讨了应变诱导相变的机制，喷水淬火时，试样不同部位冷却速度相差大，不同部位的组织差别也大，冷却速度慢，等轴铁素体多，增加冷却速度，铁素体形态变为包含晶界非整形和魏氏组织侧片铁素体的复杂组织，铁素体量越来越少，直至完全为马氏体，变形温度为800℃以下，铁素体主要为分布在奥氏体晶界阈地等轴状，应变诱导相就的上限温度为Ar3与变形温度重合的最高温,讧般在未变形试样的Ar3以上60℃左右。     

低碳钢在Ae3温度之上的形变诱导铁素体 (一种马氏体)的相变研究

通过对低碳钢Q235的单向压缩实验,研究了应变、应变速率和变形温度（高于奥氏体铁素体平衡转变温度Ae3）对形变诱导铁素体相变的影响．通过光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪研究了热变形试样的微观组织结构,利用纳米压痕仪测定了形变诱导铁素体和先共析铁素体的纳米压痕硬度和弹性模量．结果表明,形变诱导铁素体相变可以在Ae3温度之上发生且应变速率和应变越大,相变越容易．在名义应变ε=80％,应变速率ε=20s^-1的条件下形变诱导铁素体相变上限温度为945℃（Ae3＋98℃）．同时发现一个有趣的现象是,在870-920℃区间内变形时,随变形温度下降,应力上升;而在830-870℃区间变形时,随变形温度的下降,整体应力反而下降．与先共析铁素体X射线衍射峰比较,形变诱导铁素体X射线衍射峰明显向小角度方向漂移,形变诱导铁素体的纳米压痕硬度和弹性模量亦明显大于先共析铁素体．实验表明,这种形变诱导铁素体本质上是一种马氏体．     

热变形对含Nb-Mo低碳钢铁素体等温相变的影响

利用热模拟试验机研究了变形对Nb-Mo低碳钢奥氏体-铁素体等温相变动力学的影响。结果表明，形变缩短了相变孕育期，加速了奥氏体-铁素体的等温相变，细化了铁素体组织；在650℃出现了针状铁素体。按照Avrami方程，由试验数据回归得到875℃变形后在700℃和650℃奥氏体向铁素体等温相变的动力学方程。