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汽车用超高强度双相钢CR550/980DP冷轧边裂问题,严重影响热轧/冷轧工序界面生产顺行,易造成冷轧机架间及连退炉内断带事故,成为超高强度双相钢生产的难题。基于高温热塑性曲线和热轧动态CCT曲线,采用对显微组织、力学性能、裂纹扩展分析等手段明确冷轧边裂产生原因。试验结果分别指出,精轧阶段带钢横向温度分布不均匀、边部温降大,导致在第Ⅲ脆性区轧制;同时,受Nb作用再结晶温度提高,边部低温区为未再结晶区轧制;当应变量超过塑性极限、轧制力超过边部热强度时,形成热轧卷边裂。边部形成细小弥散的铁素体(F)和马氏体(M)两相组织,不协调应变将导致F/M相界面产生应力集中而形成裂纹;裂纹以微孔聚集方式进行扩展,形成热轧卷无边裂-冷轧边裂现象。通过投用边部加热器和优化初轧定宽量、精轧入口温度、精轧机架间冷却水、终轧温度、卷取温度等措施,实现热轧卷边部质量改善、解决边裂问题。 相似文献
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采用热膨胀-显微组织-显微硬度相结合的方法,绘制了1.0 GPa级冷轧增强成形性双相钢的静态连续冷却转变曲线(CCT曲线),并研究了退火工艺对实验钢显微组织与力学性能的影响。结果表明:实验钢过冷奥氏体冷却转变过程主要存在铁素体相变区、贝氏体相变区和马氏体相变区的3个相变区;当冷速低于1℃/s时,实验钢主要发生铁素体与贝氏体相变,并存在少量马氏体相变;当冷速在3~20℃/s之间时,发生马氏体与贝氏体相变;当冷速达到30℃/s及以上时,完全发生马氏体转变。随冷却速率的增加实验钢的显微硬度逐渐增大,前期显微硬度提升较快,冷速达到20℃/s后逐渐趋于平稳,与对应冷速下的显微组织一致。实验钢的组织主要为铁素体、马氏体和残留奥氏体,三者匹配有利于变形过程基体强塑性的提升。当均热温度为810℃时,实验钢中残留奥氏体含量最高,为4.9%,变形过程中相变诱导塑性(TRIP)效应显著,力学性能最佳,屈服强度为791.7 MPa、抗拉强度为1041.7 MPa、伸长率为19.37%、强塑积达到20.18 GPa·%。 相似文献
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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。 相似文献
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针对超高强钢在研发过程中出现的焊缝频繁断带情况,以DP980为例,通过对热轧基板的力学性能、焊缝微观组织结构和焊缝断口分析,找出焊缝异常的根源,制定改进措施,优化焊接工艺参数来改善焊缝质量,实现超高强钢连续稳定轧制。 相似文献