毕业论文,屈服强度590MPa级低碳贝氏体钢的研发_图文

1、 J I A N G S U U N I V E R S I T Y本科毕业论文屈服强度590MPa级低碳贝氏体钢的研发Development of Low-carbon Bainitic Steel with Yield Strength upto 590MPa学院名称:材料科学与工程学院专业班级:冶金工程0601学生姓名:华云平指导教师姓名:霍向东指导教师职称:副教授2010 年6 月屈服强度590MPa级低碳贝氏体钢的研发专业班级:冶金0601 学生姓名:华云平指导老师:霍向东职称:副教授摘要:低碳贝氏体钢具有高强度、高韧性且焊接性能优良等特点,是理想的新型钢种。本工作的目的是在实验室中

2、开发590MPa级低碳贝氏体钢。首先用真空感应炉冶炼50KG的钢锭;然后用热膨胀法,在Gleeble-3500热模拟实验机上测定了低碳贝氏体钢的动态CCT曲线,分析了连续冷却条件下不同冷速得到的显微组织,确定了低碳贝氏体钢的相变温度范围为 651420;以此为依据,实验室轧制中选择了空冷、水冷和水冷至530再空冷三种轧后冷却方式。结果表明:实验钢空冷至室温的组织主要为准多边形铁素体、粒状贝氏体和较大块的岛状物;实验钢水冷至室温的组织主要为板条贝氏体;实验钢水冷到530、再空冷至室温的组织同空冷到室温的轧态组织类似,只是出现了板条贝氏体的形貌特征。用空冷至室温和两阶段冷却得到钢板的强度达不到要求

3、,而韧性更差,-20的冲击功仅约为10J;轧后水冷至室温的钢板屈服强度为655740MPa,抗拉强度超过820MPa,冲击韧性也远远超过技术指标要求,-20的冲击功高于70J。实验采取的三种冷却工艺,只有水冷的实验钢达到了指标。关键词:低碳贝氏体钢热模拟实验 CCT曲线冷却工艺显微组织Development of Low-carbon Bainitic Steel with Yield Strength up to590MPaAbstract: Low-carbon Bainitic steel is a new steel grade with high strength, high tou

4、ghness and welding performance. The purpose of this work is to develop low-carbon bainitic steel with yield strength up to 590MPa in the lab. Firstly, 50kg ingot was melted with the vacuum induction; secondly, thermal simulation was conducted on the Gleeble-3500 machine to analyze the transformation

5、 temperature and microstructure after cooling with different cooling rates, at the same time ,the dynamic CCT curvewas drawn. The bainitic transformation temperature region of experimental steel Bainite steel is 650c 420c. Basesd on the results of thermal simulation, three cooling parameters were ad

6、opted after rolling in labotary. The results can be summarized as follows:The microstructure of steel, air cooling to room temperature, was composed of quasi-polygonal ferrite and granular bainite with island distributing. experimental steel cooling to 530 c, then air cooling to room temperature is

7、similar to air cooling to room,temperature of rolled organization only in the Strip Bainite morphology. water cooled to room temperature was composed of lath martensite.Air cooling to room temperature and a two-stage cooling plate of strength is not sufficient, were about impact power only as 10J un

8、der -20 c; mill water cooled to room temperature yield strength of steel plate was about 655 740MPa, tensile strength exceeding 820MPa, toughness or far exceeds specification requirements,-20 c higher than the 70J of impact energy. three cooling processes were taken in the Experiment,only the water

9、cooling of steel reached the indicators.Key words: carbon Bainite steel ;thermal simulation;CCT curve ;cooling processd;Microstructure;目录引言 (1第一章文献综述 (21.1低碳贝氏体钢和贝氏体相变 (21.1.1 低碳贝氏体钢概念 (21.1.2 低碳贝氏体钢中添加的合金元素作用 (21.1.3低碳贝氏体钢的类型 (31.1.4贝氏体相变的基本特征 (51.1.5贝氏体的转变机制 (61.2 低碳贝氏体国内外研究现状 (61.3低碳贝氏体钢组织控制技术 (8

10、第二章实验方法和内容 (102.1 实验方法 (102.1.1冶炼 (102.1.2热模拟 (102.1.3轧制 (122.2 实验内容 (132.2.1金相试样的制备及组织观察 (132.2.2透射电镜样的制备及观察 (14第三章低碳贝氏体钢CCT曲线和连续冷却转变组织特征 (153.1 低碳贝氏体钢CCT曲线的分析讨论 (153.2连续冷却转变组织特性的分析讨论 (163.2.1冷却速度对低碳贝氏体钢组织类型的影响 (163.2.2M/A组元的组织特点 (193.3本章小结 (20第四章不同冷却工艺下的低碳贝氏体钢组织和性能 (224.1力学性能 (224.2显微组织 (234.3分析和讨

11、论 (244.4本章小结 (25第五章结论 (27参考文献 (28致谢 (31引言低碳贝氏体钢是国际上近30年发展起来的具有高强度、高韧性且焊接性能优良的一类多用途新型钢种,被誉为21世纪钢种,它的出现是社会需求和现代冶金技术发展的必然结果1,2。从资源和成本核算考虑,用户普遍要求使用高性能、低成本的金属材料,具有优良综合力学性能的微合金低碳贝氏体钢正是为满足这一需求而研发的,在桥梁、建筑、车辆、舰船、飞机构件等方面具有广泛的应用前景3,4。本工作结合某大型钢铁集团开发低碳贝氏体钢的实际,在实验室进行了低碳贝氏体钢的研究:(1确定化学成分(2热模拟(3轧制和冷却工艺。近年来,人们对低碳贝氏体钢

12、控制轧制以及在轧制之后的连续冷却过程中的组织转变特征进行了广泛的研究。CCT曲线对确定钢在冷却过程中的组织转变和最终性能起着重要作用,通过模拟试验来模拟实际生产中的控制轧制及控制冷却过程来确定钢的CCT曲线,对确定钢合适的轧制工艺及轧后冷却工艺,以及掌握其最终组织具有十分重要的意义。本工作的目的是在实验室中开发590MPa级低碳贝氏体钢。首先用真空感应炉冶炼50KG的钢锭;然后用热膨胀法,在Gleeble-3500热模拟实验机上测定了低碳贝氏体钢的动态CCT曲线,分析了连续冷却条件下不同冷速得到的显微组织,确定了低碳贝氏体钢的相变温度范围为 651420;以此为依据,实验室轧制中选择了空冷、水

13、冷和水冷至530再空冷三种轧后冷却方式。综合分析冷却速度和冷却工艺之间的相互联系,以便优化大生产工艺。本工作的目的希望通过实验室的研究结果,确定工业化生产低碳贝氏体钢的成分和工艺设计,为生产提供依据。第一章文献综述低碳贝氏体钢是以钼钢或钼硼钢为基础,同时加入锰、铬、镍以及其他微合金化元素(铌、钛、钒,从而开发出一系列低碳贝氏体钢种。这类钢的含碳量多数控制在0.16%以下,最多不应超过0.20%。由于低碳贝氏体组织钢比相同含碳量的铁素体一珠光体钢具有更高的强度,因此,低碳贝氏体钢种的研发将成为发展屈服强度为450800 MPa级别钢种的主要途径。钢中的贝氏体相变是发生在珠光体分解和马氏体相变温度

14、范围之间的中温转变,既有珠光体分解的某些特征,又有马氏体相变的一些特点,是一种相当复杂的相变5。贝氏体组织形貌复杂,关于贝氏体至今研究不够充分,且有激烈争论。但贝氏体相变及其产物在实际生产上已得到了重要的应用,尤其是低碳贝氏体钢在国内外都有很大的发展和应用,低碳贝氏体钢是在低碳的基础上加一些微量合金元素,经过热轧空冷或者控轧控冷、正火获得的具有贝氏体组织的钢种。在普通轧制状态下,为达到必要的强度可添加Si 、Mn、Cr 、Ni 和Mo 等元素,或借助正火后的加速冷却使金相组织中出现一种粒状组织,是- Fe 基体上分布块状或条状M/ A 相的结构,称之为粒状贝氏体。如不采取细化晶粒或补充回火以充

15、分分解这种粒状贝氏体,对钢的韧性将有不利的影响,强韧性很难兼顾。因此,采用控轧工艺,在以较低的碳含量维持必要的韧性的同时,又改善了钢的焊接性。1.1.2 低碳贝氏体钢中添加的合金元素作用低碳贝氏体钢中常用的合金元素有C、Mo 、B、Si、Mn、Nb、Ti、Cu等,这些合金元素在钢的作用如下6,7:(1C:碳元素是强间隙固溶强化元素,可提高强度,但不能依靠其提高强度。尽量降低含碳量,即保持一定的韧性,也为了获得良好的焊接性。(2Mo:钼元素能够使钢在空冷条件下获得贝氏体组织。钼元素使钢的奥氏体等温转变曲线中的铁素体析出出现明显右移,但并不明显推移贝氏体转变,所以过冷奥氏体得以直接向贝氏体转变,而

16、在此前没有或者只有部分先共析铁素体析出,这样也就不再发生珠光体转变。(3B:利用微量硼元素,使钢的淬透性明显增加。钼硼复合作用使过冷奥氏体向铁素体的等温转变曲线进一步右移,使贝氏体转变开始线明显突出。为了在空冷条件下得到全部低碳贝氏体组织,铝硼复合作用十分有效。(4Si:硅元素是固溶强化元素,使贝氏体转变发生在更低的温度,并使贝氏体转变C曲线右移。(5Mn:锰元素是提高强度和韧性的有效元素,对贝氏体转变有较大的促进作用。(6Nb:铌元素能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶,阻止奥氏体晶粒长大,提高奥氏体再结晶温度,细化晶粒,同时改善强度和如下;它与微量的硼元素复合作用,可以显著地提高淬透性,促进贝

17、氏体转变,时效析出强化。随着Nb在钢中的溶解度增大,形成贝氏体的趋势增大。(7Ti:加入微量的钛,是为了固定钢中的氮元素,从而确保硼元素的提高淬透性效果。硼与氧、氮的亲和力较大,如果加入的微量硼与钢中大的氧、氮起作用,硼的促进贝氏体转变的作用将消失。因此,必须将钢中气体尽量降低,加入足够量的铝、钛进行完全脱氧和固氧,才能充分发挥硼的作用。在最佳状态下,钛、氮元素形成氮化钛,阻止钢坯在加热、轧制、焊接过程中晶粒的长大,改善母材和焊接热影响区的韧性。(8Al:铝元素是脱氧元素,可作为AlN形成元素,有效地细化晶粒,其含量不足0.01%时,效果较小;超过0.07%时,脱氧作用达到饱和;再高则对母材及

18、焊接热影响区韧性有害。(9Cu:铜不仅对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良的影响,又可使母材的强度提高,并使低温韧性大大提高,还可提高耐蚀性。方鸿生等人于20世纪70年代研究出在正火状态便可获得贝氏体组织的Mn-B系贝氏体钢在工业中得到广泛应用并逐步形成了低碳等钢种系列。康沫狂等人在Mo-B系贝氏体钢的基础上开发出贝氏体铁素体和富碳的膜状残余奥氏体组成的Mn-Si-Mo系贝氏体钢并发展成系列。国家先后将这些新型空冷贝氏体钢技术列为科技重点推广项目,经过近几十年的研究开发低碳贝氏体钢产品日益丰富起来。下面着重介绍低碳贝氏体在我国的一些应用。(1 低碳粒状贝氏体钢Mangonon等人认为粒状贝氏体是

19、一种缺陷组织,含有此类组织的钢韧性很差,但方鸿生等人认为,在一定的条件下,具有粒状贝氏体组织的钢可以具有优良的强韧性配合,如方鸿生等人发明的低碳空冷粒状贝氏体钢经锻轧后空冷有良好的力学性能。唐山贝氏体钢总厂利用该项贝氏体钢技术开发的级非调质低碳Mn-B系粒状贝氏体高强度抽油杆用钢,经锻轧空冷用于生产的级抽油杆已用于大庆、胜利、克拉玛依等油田。一汽、二汽和重汽等厂家己经用低碳空冷粒状贝氏体钢生产汽车前桥。重点工程上海东海大桥防撞护栏采用含铁素体+粒状贝氏体复相组织的低碳贝氏体钢,用厚度的钢板替代的普通钢板,可使钢板厚度减薄,易于成形安装,减少材料消耗,并且降低了构件整体自重,具有可观的社会效益和

20、经济效益。(2低碳仿晶界铁素体粒状贝氏体复相钢通过适当的合金化设计,在低碳空冷粒状贝氏体非调质钢中引入晶粒细小的仿晶界型铁素体,形成仿晶界型铁素体粒状贝氏体复相组织,该种组织有良好的力学性能。在未采用炉外精炼、无贵重合金元素、无控轧控冷条件下,在济南钢板生产在线热轧空冷,成功生产出厚度为等规格的低碳空冷仿晶界型铁素体粒状贝氏体钢中厚钢板,已在山东工程机械厂、济南原料厂等多个单位试验和使用,结果表明其强韧性高、耐磨性好、焊接性能优良,显示其在量大面广的工程机械中具有广阔的应用前景。(3低碳Cr-Mn-Si-Mo系贝氏体渗碳钢含0.18-0.22%C的Cr-Mn-Si-Mo贝氏体钢在与18CrNi

21、3MoA钢同样的渗碳工艺下渗碳处理后,该贝氏体钢表面硬度为60.5HRC心部硬度为40HRC,渗层深度为1.0-1.2mm,该贝氏体钢制造的重型钎杆在三峡水电站永久船闸工地实验结果表明,其平均凿岩寿命达每根794m,优于18CrNiMoA钢重型钎杆,是理想的重型钎杆用钢。用贝氏体渗碳钢代替3MoA钢,不但可以简化工序,而且能大幅度降低材料成本,其推广应用,经济效益18CrNi3将十分可观。(4无碳化物贝氏体马氏体复相钢屈服强度超过1000MPa的低合金高强度或超高强度钢制成的工件在使用过程中,因环境中的氢进入钢中,存在延迟断裂问题。刘冬雨等人在开发新一代1500MPa级机械零件和工程构件用钢时

22、,设计采用含有稳定残余奥氏体的低碳无碳化物贝氏体马氏体复相组织(CFB/M,以改善钢的强韧性和延迟断裂性能,有望成为新世纪的高强度螺栓等结构件用钢。CFB/M钢长型材己用于制作标准件、武器、大型弹簧、模具等。B149(CFB/M钢制造的14.9级M561500mm大螺栓满足和超过英标BS3692、14.9级螺栓标准要求,已供香港码头作钢结构紧固件,也达到了国家863项目的目标。铁路新型辙叉,是目前国内外唯一的超高强度焊接辙叉,可使车辆平稳运行和省略维修工程。贝氏体相变既有马氏体相变的某些特征,又有珠光体转变的某些特征。(1贝氏体相变温度范围贝氏体相变是中温转变,转变温度范围较宽,转变前有孕育期

23、,相应的有转变上限温度B s点和转变下限温度B f点。(2贝氏体相变的产物贝氏体相变的产物的产物是由铁素体和碳化物组成的两相混合物,但是并不是珠光体的层片状组织,其组织形态与转变温度密切相关。就铁素体相而言,更多的类似于马氏体而不同于珠光体,(3贝氏体相变动力学贝氏体相变也是通过形核和长大的方式进行的。贝氏体相变过程主要是贝氏体铁素体的形核长大的过程。贝氏体既可以在转变温度范围内等温形成,也可以在一定冷却范围内形成。贝氏体等温转变动力学曲线也呈S形,贝氏体等温转变动力学图也呈C形。(4转变的不完全性与珠光体转变不同,贝氏体转变与马氏体转变一样,不能进行到底。转变温度愈靠近B s点,能够形成的贝

24、氏体就越少。(5贝氏体相变的扩散性贝氏体相变时只有碳原子的扩散而无铁原子及合金元素原子的扩散。因此贝氏体转变得扩散性指的是碳原子的扩散。(6晶体学特征贝氏体相变在抛光表面引起浮凸,呈V形,贝氏体铁素体具有一定的惯习面,并与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系。贝氏体相变理论的研究涉及了贝氏体及贝氏体相变的全部内容:Fe-C系中贝氏体铁素体的FCC-BCC点阵结构演变方式、碳在/相间的分配、渗碳体或其他碳化物的形成、相变应变场、相变组织形态学、相变热力学、动力学、和晶体学等。从20世纪70年代以来,在贝氏体相变领域形成了两大学派:经典切变学说和台阶扩散长大学说。1987年由我国俞德刚等提出了贝氏体

25、类平衡切变长大模型或位错-扩散耦合相变机制。1.2 低碳贝氏体国内外研究现状国外学者根据贝氏体相变理论对贝氏体钢进行了大量的研究,设计了不同成分的钢种和生产工艺,形成了不同系列的贝氏体钢,大大推动了贝氏体钢的发展及其应用。20世纪50年代,英国人P.Pickering等8发明了Mo-B系空冷贝氏体钢。Mo与B的结合可以使钢在相当宽的连续冷却速度范围内获得贝氏体组织。由于生产成本较高,因此该钢种的发展受到一定限制。日本东京钢公司9研制了低碳含V贝氏体非调质钢,该钢锻后空冷得到以贝氏体为主及少量铁素体和珠光体的显微组织,其抗拉强度达到8001000MPa,室温冲击韧性为50J/ cm2,而-40冲

26、击韧性仍高达40 J/cm2。日本新日铁公司在贝氏体非调质钢的研究开发中多添加微合金化元素,这类钢在很宽的冷却速度范围内都可获得贝氏体组织,并可获得更好的低温性能,适合于强度高、韧性好的汽车行走系部件。F.G.Caballelo等10在设计高强度贝氏体钢的研究中,设计了Fe-0.2C.2Si一3Mn 和Fe-0.4(2-2Si一4Ni两种钢成分。研究发现,Fe-0.2C-2Si一3Mn贝氏体钢表现出良好的断裂韧性,强度可以达到13751440MPa;而增加碳含量,即Fe-0.402Sb4Ni成分的贝氏体钢强度可达15001840 MPa,其断裂韧性稍低,但仍然要高于高强度马氏体钢11。这两种钢

27、均需回火处理。美国联邦铁路管理局与Tuskegee大学开发的低碳贝氏体钢轨钢12,其极限强度、屈服强度、延伸率分别为1500MPa、1100MPa和13%,比相同条件下的珠光体钢性能要高,且具有良好的断裂韧性,其值是相同条件下珠光体钢断裂韧性的1.5倍。低碳微合金化控轧控冷贝氏体钢研制成功后,受到工程界的注意,逐步得以推广应用。在此基础上发展了超低碳的控轧控冷贝氏体钢(ULCB钢,含碳量小于0.05%。McEvily于1967年研制出采用Mn、Mo、Ni、Nb合金化的ULCB钢,经热机械控制(TMCP处理后,屈服强度达到700MPa,且具有良好的低温韧性和焊接性能。日本钢铁公司研制了X70和X

28、S0超低碳控轧贝氏体钢,其屈服强度高于500MPa,脆性转变温度(FATT小于一80,它既可以作为低温管线钢,也可作为舰艇系列用钢。DeArDo等13开发出ULCB-100型超低碳贝氏体中厚钢板(含碳量低于0.03%,通过控轧控冷处理和高度合金化实现细晶强化、弥散强化与位错强化的综合作用。该钢种以80%累积变形量进行精轧并随后空冷,其屈服强度可高达700MPa,且FATT可提高到3050。巴西学者14,15通过模拟高强低合金贝氏体钢的控轧控冷工艺过程,研究了控轧控冷工艺参数对其微观组织和力学性能的影响,发现轧制后冷却速率与终轧温度是主要的控制工艺参数。波兰学者16。研究了在热轧、淬火及回火加工

29、条件下超低碳贝氏体钢的微观组织与力学性能,研究表明,可以获得屈服强度大于650 MPa、低温冲击性能为200 J(213 K的应用于造船、海上石油钻采平台、压力容器及高性能结构部件的超低碳贝氏体钢板。近代工业发展对热轧非调质钢板的性能要求越来越高,除了具有高强度外,还要具有良好的韧性、焊接性能及低的冷脆性。目前世界上许多国家都利用(超低碳的控轧控冷贝氏体钢生产高寒地区使用的输油、输气管道用钢板、低碳含铌的低合金高强度钢板、高韧性钢板,以及造船板、桥梁钢板、压力容器用钢板等。国内高强度钢的发展大约比国外落后数十年,目前我国鞍、武钢、舞钢、济钢和宝钢等企业均生产过低碳贝氏体钢板。总体上讲,国内钢铁

30、企业基本上是跟踪国外的技术,采用与国外类似的合金化体系,技术上主要采用微合金化和控轧控冷技术。清华大学方鸿生等17在研究中发现,Mn在一定含量时,可使冷奥氏体等温转变曲线上存在明显的上、下c曲线分离,发明了Mn-B系空冷贝氏体钢。他突破了空冷贝氏体钢必须加入Mo、W的传统设计思想,研制出中高碳、中碳、中低碳、低碳Mn-B系列贝氏体钢。西北工业大学康沫狂等18通过多年的研究提出了由贝氏体铁素体(即低碳马氏体和残余奥氏体组成的准(非典型或无碳化物贝氏体,并成功研制了系列准贝氏体钢。与一般结构钢相比,新型准贝氏体钢具有更好的强韧性配合,其力学性能超过了典型贝氏体钢、调质钢和超高强度钢。山东工业大学李

31、风照等19根据贝氏体相变原理,通过合理控制成和优化冷却制度,并运用细晶强化、弥散强化等主要强韧化机制及其迭加效应,采用微合金变质处理,开发了隐晶或细针状贝氏体的高品质贝氏体或高级贝氏体钢。我国低碳贝氏体钢的控轧控冷研究和应用相对较晚,在20世纪80年代初才开始这方面的工作。武钢20,21于1999年开始试制板厚1230mm、抗拉强度达到590MPa、685MPa级别的低(超低碳贝氏体结构板,产品采用铁水预脱硫、RH真空处理工艺降低C含量,增Mo-B-V-Nb 等合金元素,且需热处理。济钢阳22研制开发了一种新型的贝氏体高强钢(C-SiMn-Cr 系,其特点是钢中不加入昂贵的Ni、Mo、B等元素

32、,而用少量普通元素V、Mn、Cr合金化,以低廉的合金成本代价就能使钢板TMCP处理后空冷自硬,从而节约大量热处理费用,降低了生产成本和生产难度。攀枝花钢铁公司与清华大学、二汽合作开发的贝氏体微合金非调质钢12Mn2VB代替45调质钢制造汽车前轴,效果良好。宝钢23研究了Mn-Mo-Nb-B系超低碳贝氏体钢的钢坯加热、控制轧制、控制冷却、时效处理诸因素与钢力学性能的关系,生产了620 MPa、690 MPa、780 MPa等3个级别的钢板。鞍钢24采用控轧控冷工艺试制了HQ590DB超低碳贝氏体钢板。其终轧温度为800850,控制终冷温度为590630,获得铁素体和板条状贝氏体组织,钢板抗拉强度

33、达650690 MPa,屈服强度达490590 MPa,延伸率为20%,并具有良好的成形性能。采用奥氏体再结晶、未再结晶、奥氏体与铁素体两相区三段控轧工艺并配合相应的压下率,舞钢试制成功了低碳贝氏体钢WDB620、DB690及WH70E25。实践证明,采用合金化与控轧控冷工艺技术是生产强度高、韧性好、可焊性优良且成本低的贝氏体钢板的最好办法。国内对低碳贝氏体钢的研发大部分停留在试验研究阶段,只有个别厂家成功生产出性能优良、成本低廉的低碳贝氏体钢板。钢中贝氏体是过冷奥氏体在珠光体转变和马氏体转变之间的中温区域的分解产物,故称中温转变,一般为铁素体和碳化物组成的两相混合物26。贝氏体既有珠光体转变

34、的某些特征,又有马氏体转变的某些特征,这给贝氏体带来复杂的相变性质和多样的组织形态。影响贝氏体组织形态的除内在因素诸如钢的化学成分和母相组织以外,组织控制工艺也是至关重要的。(1等温处理等温处理获得贝氏体钢铁材料是钢铁冶金领域的重大成就之一27。然而等温淬火工艺及设备复杂、能源消耗大、产品成本高、淬火介质污染环境、生产周期长等,致使贝氏体钢铁材料在工程上的推广应用受到限制。但低温下长时间等温处理可获得超强低温贝氏体,是发展超级钢、纳米钢铁材料的方向之一。(2空冷处理为了克服等温处理的缺点,材料工作者采用铸后空冷的方法制备了Mo2B 系贝氏体钢,但为了获得较多的贝氏体必须加入铜、钼、镍等贵重合金

35、,这不但成本高,而且韧性也较差28。清华大学开发的Mn2B 系贝氏体钢和康沫狂等开发的准贝氏体钢弥补了Mo2B 系贝氏体钢的缺点,成为近年来贝氏体钢发展的主要方向。最近,国内又研究了正火贝氏体钢。(3控制冷却处理控制冷却原是钢材控制轧制工艺过程中的概念,近年来发展成为一种高效、节能的热处理方法,热处理时通过控制冷却可获得所设计的组织,提高钢的性能。20世纪60 年代中国对钢的控轧控冷研究证明,控制冷却在钢化学成分适宜时会促进强韧的低碳贝氏体形成。控制冷却常用的方式有压力喷射冷却、层流冷却、水幕冷却、雾化冷却、喷淋冷却、板湍流冷却、水-气喷雾冷却和直接淬火等8种。它们各有优势,根据具体工艺环境和

36、限定条件来确定。在一定意义上讲,等温淬火热处理实际是控制冷却的特例 ,因此,借鉴等温淬火和控制热处理的思想,通过控制冷却,在高温区快冷避开珠光体转变,在中温区缓慢冷却(保温 ,以一定手段如炉中恒温在贝氏体转变区营造一个“准等温环境”,实现钢中贝氏体转变。利用控轧和控冷相结合,驰豫过程可以充分细化组织,大幅度提高强度和韧性,从而制备出超细晶高强度贝氏体钢29,30。此加工工艺具有操作简单、成本低和生产效率高等优点,是生产贝氏体钢加工工艺的发展方向。最近31,舒信福等开发了准铸态贝氏体低碳球铁;C. Gupta 等研究了连续冷却制备高强度贝氏体钢32;R. A. J aramillo 等33。在低

37、温贝氏体研究基础上研究了连续冷却制备超高强度贝氏体钢。第二章 实验方法和内容2.1 实验方法在实验室中用50kg 的真空感应炉冶炼低碳贝氏体钢,化学成分如表2.1所示。将冶炼后的钢锭分别锻造成用于加工热模拟试样直径为10mm 的圆棒,然后加工成规定的热模拟试样,以便热模拟试验机通用系统中U 形卡具夹持,加工试样的尺寸如图2.1所示。并且将其中心12mm 段(所研究的变形部分直径加工成5mm, 以提高实验过程中试样的冷却速度。表2.1低碳贝氏体实验钢的化学成分 (wt% Gleeble 热模拟机是专门模拟金属变形、降温、焊接等工艺过程的设备,它可对试样加热、冷却、变形,控制加热冷却速度和变形量、

38、变形速率等,同时获得冷却时膨胀量。由于钢由奥氏体转变为铁素体,伴随着体积膨胀效应,这种相变引起的体积膨胀效应改变成分 C Si Mn S P Mo Nb V Ti Al B N0.06 0.01-0.03 0.02-.0.04 0.001- 0.002 0.006 目标R2了连续冷却时体积收缩的过程,因此通过测量膨胀引起的体积扰动,可以获得相变开始、结束的信息。本热模拟实验在Gleeble-3500热模拟实验机上进行,将试样以10/s的速度加热至1200,保温5min后,以10/s的速度冷却到1050,进行第一次变形,变形速率为8S-1,变形30%;然后以10/s的冷速冷却到850进行第二次变

39、形,变形速率为8S-1,变形30%。此为实验室下的控轧部分,为了使钢获得更好的综合性能, 还需进行冷却速度的控制,分别以0.2、0.5、1、3、5、10、15、20、25、30、50/s的冷速冷却至室温。具体的热模拟试验过程如图2.2所示。在冷却过程中对时间、温度、膨胀量进行记录和保存。 图2.2 热模拟试验过程CCT曲线的绘制步骤:(1膨胀曲线的绘制利用在Gleeble-3500热模拟实验机上得到的温度、膨胀量的数据,用origin 软件绘制膨胀量随温度变化的曲线图。(2相变点的确定从膨胀曲线上确定相变点的方法有切线法、顶点法、切角法、平均法等,本实验采用的方法为切线法,取膨胀曲线直线部分的

40、延长线与曲线部分的分离点作为临界点。这符合金属学原理的要求。(3相变时间的确定根据相变点的温度、初始温度和冷却速度可以求出相变的时间。(4CCT曲线的绘制由得到的相变点及不同冷却速度的温度-时间关系,通过origin软件绘制得到钢种的CCT曲线。由于受重量的限制,钢锭锻后只能分成尺寸为80100110mm的3块热轧坯,结合现场生产条件和热模拟实验的结果,确定工艺方案如下:在北京科技大学高效轧制中心二辊可逆式轧机上进行热轧实验,成品规格为16160350mm,分为两阶段进行轧制。加热温度为1250,保温1小时;出炉温度约为1150,在1000以上进行再结晶控轧,目的是通过轧制过程中的反复再结晶充

41、分细化奥氏体组织;轧后待温,在950以下进行未再结晶控制轧制,目的是增加变形奥氏体中的形核位置,未再结晶区累积变形量应该超过60%,终轧温度为850。设定的变形制度和终轧温度如表2-2所示。轧后分别采用如下的冷却制度:(1空冷至室温;(2水冷至室温;(3水冷至530,再空冷至室温。现场测定的温度值如表2-3所示。表2-2 轧制实验设定各道次的变形温度和变形量 控轧控冷工艺对组织和性能影响最大的三个要素:终轧温度、冷却速度和终冷温度。限于热轧坯数量,终轧温度设定为850。终轧温度影响着相变前奥氏体晶粒的大小和晶内的位错密度,降低终轧温度能够细化晶粒,提高钢的强度和韧性。但终轧温度过低可能进入两相

42、区轧制,组织不好控制;另外还会增加设备负荷,降低生产节奏。因此在热轧实验中选择了相对较高的终轧温度,后续实验中可以设定不同的终轧温度进行比较。根据热模拟的实验结果:在冷却速度较低时,得到的组织有粒状贝氏体和准多边形铁素体,其中以粒状贝氏体为主,含有少数的准多边形铁素体。随着冷却速度的增加,钢中准多边形铁素体消失,粒状贝氏体的数量逐渐减少,得到了板条状贝氏体。现场可以采取空冷和层流冷却方式,因此热轧实验分别采取空冷,水冷和先空冷再水冷三种冷却方式。为研究终冷温度对组织和性能的影响,采用了轧后水冷至室温和轧后水冷至530、再空冷至室温两种方案。水冷速度为20/s左右,从热模拟实验结果看,530处于

43、相变开始温度和结束温度的中间位置。表2-3 热轧实验中各温度点的实测值编号开轧/待温/终轧(前/终冷/1 1024 954 8522 1099 949 8473 1042 956 851 5572.2 实验内容金相试样的制备需经过以下几个过程:(1试样的截取及镶嵌。将图2-1中得到的热模拟试样从中心部位切开,将试样利用酚醛树脂的熔融固化,完成样品的镶嵌。(2试样的磨光。先用粗砂纸磨平试样表面,然后用6-8级的金相砂纸磨光。磨光时施加的压力大小要合适,在更换下道细砂纸时不必减少压力,但是用力不宜过大,时间也不宜过长,以免试样表面氧化产生新的损伤层,给抛光带来困难。磨样时要注意:在第一张砂纸上试样

44、始终朝一个方向磨,换下一道砂纸的时候将试样旋转90同样只朝一个方向磨,直到将在上一道砂纸上磨出的磨痕磨光为止。每换一次砂纸都必须将试样清洗干净,不允许把上道工序的残留磨料带到下道工序去,经过这样磨光的试样,肉眼观察非常光滑,置于显微镜下观察,有只呈现出一个方向的细磨痕。(3试样的抛光及腐蚀。磨光后需要对试样抛光,抛光在抛光盘上进行,上面铺以抛光布,抛光时间不宜过长,以磨痕全部消除呈镜面即可停止,清洗干燥后备用。机械抛光后抛光表面在侵蚀前应该保持清洁,无水迹和油污,用4%的硝酸酒精溶液侵蚀。试样制备好后在LEICA DM 2500M金相显微镜下观察其组织结构。透射电镜的制备流程如下所示:机械切割

45、手工磨光冲样预减薄最终减薄首先进行机械切割,我们采用线切割,将样品切成厚度为100200微米的薄片,金属试样机械切割后,为去掉表面粗糙和严重的变形层,用不同粒度的金相砂纸对薄片逐步进行手工磨光。手工磨光时,将砂纸铺在玻璃或平板上,将试样磨面轻压在砂纸上,并且向前推行,进行磨光,直到试样磨面仅留有一个方向的均匀磨痕为止。在磨光的回程中最好将试样提起拉回,不与砂纸接触。然后将薄片用机械切片机冲样,冲出直径为3mm的小圆片。如果冲样前的试样磨得不是很好,此时可以在砂纸上再次手工研磨。然后再用凹坑减薄仪进行减薄。减薄后薄圆片样品出现一个碗状凹坑,在碗的底部样品最薄,其它部分较厚,保证样品不易碎。最后选

46、用电解双喷法对试样进行最终减薄。然后在JEOL2010透射电镜下进行观察分析。第三章低碳贝氏体钢CCT曲线和连续冷却转变组织特征3.1 低碳贝氏体钢CCT曲线的分析讨论表3-1为给出了实验钢在不同冷却速度下的相变温度和相变时间。表3-1 实验钢不同冷速的相变点序号冷却速度(/S相变开始温度(相变开始时间(S相变结束温度(相变结束时间(S1 0.2 651 995 551 14952 0.5 646 408 543 6143 1 640 210 531 3194 3 635 71.6 510 1135 5 630 44 500 706 10 611 23.9 480 377 15 601 16.

47、6 475 25由表3-1中得到的相变点及不同冷却速度的温度-时间关系,通过origin软件绘制得到钢种的CCT曲线,如图3-1所示。 图3-1 钢种的CCT曲线从图中可以看出,低碳贝氏体钢在冷却速度0.2-50/S的范围内均可得到贝氏体组织,并且贝氏体的转变开始温度和转变结束温度变化较少,实验钢的转变开始温度与转变结束温度的数据详见表3-1,从表中可以看出,在冷却速度为0.2/S时的转变开始温度为651,转变结束温度为551,在冷却速度为50/S时的转变开始温度为568,转变结束温度为420。实验钢转变开始温度的范围为568-651,相差为83,转变结束温度的范围为420-551,相差131

48、。从所有冷却速度下相变温度数据可以看出,随着冷却速度的增大,相变开始温度和相变结束的温度逐渐降低。当冷却时,由于冷却速度往往偏离平衡条件,以及由于扩散和相变的过程需要一定的时间,因此在实际上都将发生所谓的滞后现象,冷却速度愈大,这种滞后现象愈严重,所以随着冷却速度的增加,贝氏体相变的过冷度就愈大,造成了贝氏体相变的滞后现象,贝氏体相变温度降低。冷却速度从1/S增大到10/S时,相变开始温度从640降到611,相变结束温度从531降到480,分别变化了29、51;而冷却速度从30/S增大到50/S时,相变开始温度从572降到568,相变结束温度从451降到420,分别变化了4、31。结合表中所有

49、数据,从中可以看出:在冷却速度较低时,相变温度随冷却速度变化比较明显,随着冷却速度的增加,相变温度随冷却速度的变化率减小。图3-2为实验不同冷却速度下的显微组织照片。低碳贝氏体钢的过冷奥氏体转变是一个复杂的过程,在不同的冷却速度下可以得到的组织可能有先共析铁素体、粒状贝氏体、板条状贝氏体等。 图3-2 实验钢不同冷却速度下显微组织照片从图中可以看出,在冷却速度较低时,得到的组织有粒状贝氏体和准多边形铁素体,其中以粒状贝氏体为主,含有少数的准多边形铁素体。准多边形铁素体是通过块状转变得到的,块状转变的特点是新相与母相化学成分相同,金属只要在过冷至新相、母相自由能相同的温度下,就能发生此类转变。对

50、于所研究的含有强碳、氮化物形成元素Nb 、Ti 等的低碳贝氏体钢而言,多边形铁素体难以形成,但主要是以界面控制长大方式生长的准多边形铁素体能够形成;在空冷条件下准多边形铁素体大部分从原奥氏体晶界形成,其边界呈现界面控制的不规则生长的锯齿状特征34,35。粒状贝氏体的特征是在较粗大的铁素体基体上分布有许多孤立的马氏体/奥氏体(M/A 组元;变形后空冷条件下,在奥氏体晶界和晶内的低碳部位形成铁素体核心并长大时,可将碳原子排向邻近的奥氏体中,形成富碳的奥氏体;随铁素体不断长大,富碳奥氏体范围逐渐缩小,这些富碳的奥氏体连续冷却至相变温度以下时转变为M/A 组元,呈岛状分布在铁素体基体上,形成粒状贝氏体

51、组织36。随着冷却速度的增加,钢中准多边形铁素体消失,粒状贝氏体的数量逐渐减少,得到了板条状贝氏体,冷却速度为50/S 的显微组织基本上为板条贝氏体。不同方向的板条束将原奥氏体分割成不同区域。板条贝氏体由许多相同取向的板条排列成束,其组织非常细小。当变形奥氏体的冷却速度较高时,碳原子的扩散能力降低,随铁素体的形核和生长,铁素体条间未转变奥氏体中的碳原子不断增加,这些奥氏体连续冷却过程中形成条状分布的M/A 薄膜,因此冷却速度较快时,最后形成板条贝氏体组织37。通过金相照片可以看出,板条束之间的边界较明显,同时还可以清楚看出原奥氏体晶界。从以上分析可知,对于所研究的低碳贝氏体钢而言,轧后以不同冷

52、却速度冷却至室温,随着冷却速度的增加,依次获得的微观组织主要有准多边形铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏体等组织,冷却速度不同,各种组织所占的比例、形态和尺寸有很大不同。合理控制粒状贝氏体、板条贝氏体、准多边形铁素体的形态及含量,可以充分利用板条贝氏体强度高、铁素体塑性好等的各自优势,实现在高强度的前提下,塑性也得以提高。图3-3和图3-4分别为所选钢以0.2/S和10/S的冷却速度冷却到室温的试样在透射电子显微镜下观察到的组织。 图3-3 钢冷速0.2/S的透射电镜照片 图3-4 钢冷速为10/S的透射电镜照片从金相组织照片可以看出,在较低冷却速度(冷却速度小于1/S时,M/A 组元呈深色珠状组织

53、,尺寸较大,可以看出这些M/A 组元分布广泛。观察其透镜下照片发现,这些珠状组织有板条状亚结构,其组织有马氏体的特点。对于粒状贝氏体来说,铁素体基体为塑性相,M/A 组元为低塑性相,相关研究表明:粒状贝氏体参量,即M/A 组元的形状、数量、尺寸和分布,是性能的决定因素。即(1随小岛总量增加,小岛弦长及岛间距减小,强度增加;(2随小岛总量减小,小岛弦长减小,岛间距增加,韧性提高。所以,为了获得强、韧性的良好配合,对于以粒状贝氏体为主的钢材来说,在组织形态上要求M/A 组元弦长较小,总量适中为好。随着冷却速度的增加,M/A组元的体积分数有所增加,尺寸有所减小,这是因为冷速越大,贝氏体开始转变温度越

54、低,相变的驱动力越大,奥氏体中碳原子的扩散能力差,因而奥氏体只能在短距离内富碳,造成M /A小岛尺寸减小,数量相应增加。当冷却速度为5/S时,基本没有较大的深色珠状M/A组元。因此可通过对冷却速度的控制,避免粗大M/A 组元形成,以获得良好的强韧性能。另外,粒状贝氏体组织对贝氏体板条束也有分割的作用,这对细化贝氏体组织有利。随着冷却速度的继续增加,当冷却速度达10 / s时,显微组织以板条状贝氏体为主,如图3-4所示,此时M/A组元呈断续薄膜状存在于板条贝氏体铁素体之间,将亚板条分割开,这些贝氏体铁素体板条厚度约200-800nm,其内部结构为较高密度的位错,不利于位错的运动,造成塑性较差,但

55、可以提高钢的强度和韧性。板条贝氏体中硬质相(M/A组元 的尺寸更小,分布更为均匀,这利于钢的韧化。但如果M/A组元数量过多,尺寸较大,特别当M/A 组元的长宽比大于4,并带有尖角形时,同样显示对韧性的有害作用。本章得到以下结论:(1所研究的低碳贝氏体钢在0.2-50/S的冷却速度范围内可以得到贝氏体组织。随着冷却速度的提高,贝氏体开始转变的温度和转变结束的温度均降低。随着冷却速度的增加,相变温度随冷却速度的变化率减小。(2低冷却速度连续冷却得到的组织以粒状贝氏体为主,且有少量的准多边形铁素体组织;随着冷却速度的增加,所研究的低碳贝氏体钢由以粒状贝氏体为主的组织逐渐转变为以板条贝氏体为主的组织。

56、(3粒状贝氏体中的M/A组元呈珠状团聚在一起;随着冷却速度的增加,M/A组元尺寸减小,数量相应的增加;冷却速度进一步增加,M/A组元呈断续薄膜状存在于板条贝氏体铁素体之间,将铁素体分割开。(4冷却实验钢在600附近开始相变,钢种的结束温度约在450,530的终冷温度处于贝氏体相变的中间阶段。所以实验采用530为冷却工艺的中间温度,方案为先水冷到530,再空冷至室温。第四章不同冷却工艺下的低碳贝氏体钢组织和性能实验钢的拉伸性能和冲击性能在表4-1给出。实验钢采用轧后水冷到室温的工艺,屈服强度远远超过开发钢种的技术指标,为655740MPa,抗拉强度均在820MPa以上;采用水冷至530、空冷至室

57、温的工艺,比采用空冷至室温的工艺屈服强度略高,但两者都无法完全满足强度要求。采用水冷到室温的工艺,实验钢-20的冲击功除个别试样外,都远远超过技术指标要求,平均冲击功在70J以上,可能由于钢板尺寸较小,取样位置的原因造成个别试样冲击性能偏差;但采用另外两种工艺,实验钢的韧性很差,-20的冲击功远远低于指标要求,仅约为10J左右。结果表明:采用水冷到室温的工艺得到的钢板,明显具有更高的强度和良好的韧性。开发钢种以达到的各项技术指标如表4-2所示。表4-1 实验钢的拉伸性能和冲击性能 表4-2钢种拟达到的技术指标 由图4-1可以看出,空冷至室温的实验钢的轧态组织主要为准多边形铁素体、粒状贝氏体和较大块的M/ A 组元或退化珠光体。由于没有用透射电镜进行研究,还无法分别M/A 组元和珠光体,将它们通称为岛状物,但从组织照片上可以看出区别:有的岛状物在黑边内颜色较浅,而有些岛状物是深色组织。岛状物的尺寸较大,少数达到5m以上,并且随着钢中Cr含量增加,粒状贝氏体和岛状物的数量增多,准多边形铁素体所占的百分数减少,晶粒尺寸减小。M/ A 组元是在较慢连续冷却条