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·%。     

相变时间对CSP热轧TRIP钢组织和性能的影响

利用OM、SEM、XRD、EBSD和室温拉伸试验机等研究了CSP热轧TRIP钢中间缓冷时间及贝氏体等温时间对组织和力学性能的影响。结果表明,随着中间缓冷时间的延长,试验钢中的铁素体和残余奥氏体体积分数增加,贝氏体体积分数减少;抗拉强度基本不变,屈服强度逐渐降低,断后伸长率和强塑积变化不明显。中间缓冷时间为6 s时,可满足CSP产线的要求。对贝氏体相变时间的研究表明,当等温时间为15 min时,试验钢中的残余奥氏体主要分布于铁素体/铁素体界面、铁素体/贝氏体界面以及贝氏体中,体积分数约为7.1%,表现出良好的TRIP效应。其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和强塑积分别达到744.0 MPa、522.5 MPa、29.3%和21.8 GPa·%,力学性能最优。当等温时间延长至50 min时,试验钢中的贝氏体含量增加,残余奥氏体体积分数减少至2.7%,强塑积明显下降。     

相变时间对CSP热轧TRIP钢组织和性能的影响

利用OM、SEM、XRD、EBSD和室温拉伸试验机等研究了CSP热轧TRIP钢中间缓冷时间及贝氏体等温时间对组织和力学性能的影响。结果表明,随着中间缓冷时间的延长,试验钢中的铁素体和残余奥氏体体积分数增加,贝氏体体积分数减少;抗拉强度基本不变,屈服强度逐渐降低,断后伸长率和强塑积变化不明显。中间缓冷时间为6 s时,可满足CSP产线的要求。对贝氏体相变时间的研究表明,当等温时间为15 min时,试验钢中的残余奥氏体主要分布于铁素体/铁素体界面、铁素体/贝氏体界面以及贝氏体中,体积分数约为7.1%,表现出良好的TRIP效应。其抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和强塑积分别达到744.0 MPa、522.5 MPa、29.3%和21.8 GPa·%,力学性能最优。当等温时间延长至50 min时,试验钢中的贝氏体含量增加,残余奥氏体体积分数减少至2.7%,强塑积明显下降。     

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.     

连续退火的无Si TRIP钢的组织和力学性能

在实验室用Gleeble3500热模拟试验机制备了一种无Si TRIP钢.利用拉伸试验机、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射以及热膨胀仪对其力学性能、微观组织和相变规律进行研究,在此基础上分析了贝氏体相变温度和时间对力学性能和残余奥氏体的影响.无Si TRIP钢呈现出良好的整体力学性能,抗拉强度分布在740~810 MPa,延伸率均在25%以上,最高可达32%以上;贝氏体等温温度为420℃时能获得最佳的综合力学性能,抗拉强度随贝氏体相变时间增加而下降,延伸率随之上升,而屈服强度没有显著变化.无Si TRIP制的铁素体晶粒大小约为3~4μm,比含Si TRIP钢铁素体晶粒细小;残余奥氏体的体积分数在8%~10%,比含Si TRIP钢低约3%;420℃保温300 s后贝氏体相变基本结束,而碳的扩散仍然在进行;无Si TRIP钢贝氏体相变速率比含Si TRIP钢快,贝氏体相变总量也更多.      

贝氏体区等温时间对低硅TRIP钢组织和力学性能的影响

研究了0.15C-1.5Mn-1.5Al-0.3Si TRIP钢820℃2 min加热后快冷至450℃盐浴中保温5～300s空冷的组织和力学性能。结果表明,随在贝氏体转变区450℃等温时间的增加,该钢的屈服强度和伸长率增加,抗拉强度降低,等温时间60s时强塑积最佳,为23 000MPa%;等温时间≤60s时随等温时间增加钢中残余奥氏体含量增加,>60s时随等温时间的增加钢中残余奥氏体含量降低,60s时钢中残余奥氏体达到最高值,为14%。     

TRIP钢中残余奥氏体及其稳定性的研究

采用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪等对贝氏体等温转变后TRIP钢中的残余奥氏体及其稳定性进行了研究.结果表明,TRIP钢在贝氏体转变区400～440 ℃保温120～300 s,随着等温温度的升高和保温时间的延长,钢中残余奥氏体的含量不断增多,残余奥氏体碳含量呈降低趋势.TRIP钢中的残余奥氏体主要以薄膜状、粗大块状和细小粒状的形态存在.粗大块状的残余奥氏体稳定性最差,薄膜状次之,细小粒状最稳定.残余奥氏体的含量不足,或残余奥氏体的含量偏高造成碳含量的不足,都会导致TRIP钢综合成形性能的降低.此外,贝氏体等温处理时间过长,渗碳体的出现大大降低了残余奥氏体中的碳含量,从而降低了残余奥氏体的稳定性.     

等温时间对低硅含铝热轧TRIP钢组织性能的影响

 为了实现低硅含铝热轧TRIP钢的工业应用，以低硅含铝热轧TRIP钢为研究对象，采用扫描电子显微镜、透射电子显微镜、拉伸试验和X射线衍射等试验方法，研究了不同等温时间对试验钢显微组织和力学性能的影响。结果表明，试验钢的显微组织主要由多边形铁素体、贝氏体铁素体和残余奥氏体组成，随着等温时间的增加，板条贝氏体的体积分数升高，粒状贝氏体的体积分数降低；当等温时间为20 min时，试验钢的综合力学性能最佳，抗拉强度为732.25 MPa，断后伸长率为36%，强塑积为26.36 GPa·%；残余奥氏体的体积分数和碳含量先升高后降低，等温时间为20 min时试验钢表现出较强的加工硬化行为。     

一种新型奥氏体-贝氏体复相钢的等温淬火工艺研究

研究了一种新型奥氏体-贝氏体复相钢的等温淬火工艺,对不同工艺参数下奥氏体-贝氏体钢进行组织、力学性能检测,研究结果表明：奥氏体化温度850℃、保温时间90 min,等温淬火温度200℃、等温淬火时间120 min为最佳热处理工艺参数,其微观组织为针状的贝氏体以及均匀分布的残余奥氏体。此时,奥氏体/贝氏体钢的抗拉强度1 289 MPa,伸长率6.3%。     

热处理工艺对1000 MPa级含钒高强钢组织和性能的影响

对成分为0.24%C-1.5%Si-2.0%Mn-0.16%V的冷轧试验钢,经780℃两相区退火后进行350～480℃不同温度下等温淬火和380℃等温60～1 200 s不同时间热处理对比试验,结合力学性能、显微组织、XRD分析,研究了热处理工艺对试验钢组织和性能的影响。结果表明,试验钢在780℃两相区退火180 s后,经380℃等温淬火处理360 s,可获得抗拉强度1 029 MPa、强塑积20.1 GPa·%、加工硬化指数0.22的良好综合性能。提高或降低等温温度均使其强度升高,延伸率降低;而延长等温时间至1 200 s,其强度及延伸率变化不大,但出现明显屈服平台。等温淬火温度及时间对残余奥氏体体积分数具有重要影响,在350～410℃范围内提高等温淬火温度,碳原子扩散能力提高,使残余奥氏体含量从2.58%增大到3.86%;而更高的等温淬火温度下,由于马氏体相变被抑制,发生贝氏体相变,残余奥氏体迅速下降;等温淬火时间超过180 s完成碳原子向奥氏体扩散富集,使其残余奥氏体稳定在3.5%左右。     

高铝TRIP钢的微观组织与残余奥氏体稳定性研究

主要研究了高Al TRIP钢的显微组织与残余奥氏体的稳定性。通过光学显微镜、SEM、TEM观察了其微观组织。通过TEM观察了钢中马氏体与贝氏体的形貌。通过电子衍射斑分析,得出了残余奥氏体与马氏体的位向关系为K-S位向关系,奥氏体母相与贝氏体的位向关系为N-W位向关系。为研究残余奥氏体机械稳定性,对试验用钢进行了不同应变量的单向拉伸,用X射线测量了残余奥氏体体积分数。结果表明,真应变小于0.11时残余奥氏体体积分数随应变量增加而减少。真应变量大于0.11后,残余奥氏体体积分数随应变量增加变化不大。为了研究残余奥氏体热稳定性,将试验用钢冷却至不同的温度。发现高Al TRIP钢残余奥氏体热稳定性很高,深冷至-196℃条件下不发生马氏体转变。     

高碳贝氏体钢的低温转变组织与性能

摘要：采用光学与扫描电子显微镜、X射线衍射等手段研究了不同等温温度（300、250、200℃）对于高碳（质量分数0.79%）贝氏体钢低温转变样品的相含量、组织尺寸和力学性能的变化规律。结果表明,随贝氏体等温温度的降低,贝氏体最终转变量更高,贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体宽度、块状残余奥氏体尺寸减小,抗拉强度升高,塑韧性降低。300℃的贝氏体抗拉强度为1525MPa,贝氏体铁素体宽度是116nm,而200℃的贝氏体铁素体板条尺寸达到62nm,抗拉强度达到1 928MPa。研究发现,在未充分转变的贝氏体样品中,尺寸大于4.7μm的块状残余奥氏体在冷却过程中易发生马氏体相变,而小于该尺寸的残余奥氏体比较稳定,可以保留到最终组织中。     

780 MPa级冷轧塑性诱导相变钢研究

塑性诱导相变钢(TRIP钢)微观组织由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成的具有较高强度和良好塑性的优质钢板。为了研究连续冷却条件下过冷奥氏体的转变规律,测定了试验钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线),研究了冷却速度对显微组织和硬度的影响。结果表明,相变区域包括A→P转变区、A→B转变区和A→M转变区。当冷却速度提高到2℃/s时,不仅出现A→P转变,而且伴随有A→B转变。当冷却速度提高到3℃/s,仅有A→B转变。当冷却速度提高到10℃/s,出现A→M转变。根据实验室研究结果,进行了工业试制,成品态的屈服强度、抗拉强度、伸长率A_(50)和n值分别为535 MPa、815 MPa、29.5%和0.25,力学性能满足TRIP780要求。     

70Si3MnCrMo钢中贝氏体及其回火稳定性

 对一种新型70Si3MnCrMo钢进行了等温和连续冷却贝氏体相变热处理。利用拉伸和冲击试验研究试验钢的力学行为,利用XRD、SEM和TEM等方法对试验钢进行了相组成分析和微观组织形貌观察。研究结果表明,试验钢经等温贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在200 ℃回火,强塑积为26.4 GPa·%。经连续冷却贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在300 ℃回火,强塑积达到28.6 GPa·%。回火温度较低的情况下,热处理后的组织为由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的无碳化物贝氏体组织,这种无碳化物贝氏体由超细贝氏体铁素体板条而获得超高强度,由一定量的高碳残余奥氏体来保证较高的塑性和韧性。试验钢经连续冷却贝氏体相变,其贝氏体铁素体板条中出现了超细亚单元,并且残余奥氏体呈薄膜状和小块状两种形态分布于贝氏体铁素体板条之间,这两种形态残余奥氏体的稳定性不同。拉伸试样在变形过程中残余奥氏体持续发生TRIP效应,直至全部残余奥氏体都发生转变生成应变诱发马氏体,从而使钢得到更好的强、塑性配合,表现出十分优异的综合性能。     

热处理工艺对钒微合金化冷轧TRIP钢组织性能影响研究

采用盐浴热处理方法配合性能检测及显微组织分析方法研究了热处理工艺对含钒冷轧TRIP钢组织性能的影响,结果表明试验钢在所采用的热处理工艺下其抗拉强度均达到700 MPa,且在780℃×60 s+400℃×180 s工艺下获得最佳综合性能,屈服强度、抗拉强度、断后伸长率、强塑积分别为514 MPa、738 MPa、29%、21 402 MPa·%;随着两相区退火温度的升高,两相区奥氏体所占的体积分数也越高,使最终组织中贝氏体及马氏体等强化相含量增多,造成试验钢强度上升、塑性下降;钒在试验钢中对残余奥氏体的积极作用并未体现,可能与退火时间较短和贝氏体区等温时钒碳(氮)化物重新析出消耗残余奥氏体中碳原子造成其含量及稳定性下降有关。     

等温淬火温度对C-Si-Mn系TRIP钢组织和力学性能的影响

利用金相显微镜和X射线衍射方法研究了0.11C-1.23Si-1.65Mn冷轧TRIP钢等温淬火温度对组织和力学性能的影响.结果表明,实验钢在840℃×180 s退火 420℃× 240 s等温处理后可得到6.55%的残余奥氏体,此时可获得较佳的相变诱发塑性和较好的强韧性配合,其强塑积可达到2.28×104MPa·%,提高或降低等温温度都会降低强塑积.在840℃退火,适当延长退火时间,可提高残余奥氏体体积分数及碳含量,有助于提高材料的综合性能.     

两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响

利用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、电子探针(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)、室温拉伸等手段, 通过两相区保温-淬火(IQ)、两相区形变后保温-淬火(DIQ)、两相区保温-淬火-配分-贝氏体区等温(IQ&PB)及两相区形变后保温-淬火-配分-贝氏体区等温(DIQ&PB)热处理工艺, 研究高温形变对室温组织、性能、残余奥氏体稳定性的综合影响作用.结果表明, 经15%的压缩形变后铁素体中位错密度由0.290×1014增加至1.286×1014 m-2, 马氏体(原奥氏体)中C、Cu元素富集浓度提高, 高温形变产生位错增殖对元素配分有明显促进作用.DIQ&PB工艺下, 形变后贝氏体板条尺寸变短且宽度增加0.1 μm左右, 贝氏体转变量较未变形时增加14%, 多边形铁素体尺寸明显减小.力学性能方面, 两相区形变热处理后抗拉强度增加132.85 MPa, 断后伸长率增加7%, 强塑积可达25435 MPa·%.形变后残余奥氏体体积分数由7.8%提高到8.99%, 残余奥氏体中碳质量分数由1.05%提高到1.31%.      

1000MPa级TRIP钢的组织性能及强化机理

鉴于热镀锌TRIP钢在成分和工艺上的特殊性,试验采用低Si含P以及V微合金化的成分设计思路,并进行镀锌连续退火工艺模拟,分析其微观组织和性能。探讨了残余奥氏体稳定性的影响因素及强化机理。结果表明,添加P和采取较高的冷轧变形量均有利于提高残余奥氏体量及其稳定性。在残余奥氏体的形变诱导马氏体相变、贝氏体和V析出的强化作用以及铁素体晶粒细化的共同作用下,抗拉强度和强塑积分别达到1 035 MPa和25 875 MPa·%。     

新型超高强TRIP钢组织性能研究

采用增大冷轧压下量以及合理的连续退火工艺,得到了含有大量稳定残余奥氏体的一种新型适合于热镀锌的超高强贝氏体基体TRIP钢。该钢将硅含量降低到0.28%,加入0.08%的磷,弥补了由于硅含量降低而引起的强度损失,同时有效阻止渗碳体的析出,使室温组织中含有17.6%块状或片层状残余奥氏体。添加钒进一步提高了基体强度。贝氏体基体的TRIP钢具有优良的综合力学性能:抗拉强度1030MPa,强塑积达到22660MPa·%。     

应变速率对中碳低温贝氏体钢强塑性的影响

摘要：为探索低温贝氏体钢的断裂行为,研究应变速率对低温贝氏体钢TRIP效应的影响,采用不同应变速率的拉伸试验对低温贝氏体钢的强塑性进行研究。利用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）及X射线衍射（XRD）等试验方法对低温贝氏体钢的微观组织、断口形貌及裂纹走向进行表征。结果表明,随着应变速率的提高,试验钢的屈服强度由771MPa上升至806MPa,抗拉强度由1554MPa上升至1606MPa,断后伸长率由13.5%下降至9.0%。主要原因是高应变速率拉伸引发的绝热温升抑制了残余奥氏体的马氏体相变,对试验钢塑性造成负面影响。