微合金化熱軋TRIP中厚板的開發(fā)及其組織性能研究.pdf

1、隨著中厚板產(chǎn)品品種和產(chǎn)品質(zhì)量的進(jìn)步與發(fā)展，國(guó)內(nèi)外市場(chǎng)對(duì)高附加值中厚板的需求表現(xiàn)強(qiáng)勁。作為高附加值的關(guān)鍵鋼材品種——具有高強(qiáng)度、高塑性和高成形性的熱軋TRIP中厚板的開發(fā)引起了冶金工作者的重視。傳統(tǒng)控軋工藝的基本手段是“低溫大壓下”和添加微合金元素，主要通過(guò)晶粒細(xì)化和沉淀強(qiáng)化的方式來(lái)提高鋼材的強(qiáng)度。然而，這種思路對(duì)設(shè)備要求十分苛刻，使得（超）細(xì)晶粒鋼的應(yīng)用范圍受到一定限制。近年來(lái)興起的超快冷技術(shù)、冷卻路徑的精確控制技術(shù)為獲得多樣化的相變組

2、織和材料性能提供了廣闊的空間，同時(shí)也為微合金化熱軋TRIP中厚板的開發(fā)創(chuàng)造了良好的條件。
　　基于此，本文對(duì)五種不同化學(xué)成分微合金鋼的高溫變形行為、連續(xù)冷卻相變行為、工藝模擬、精軋工藝、輸出輥道上以UFC為核心的多種冷卻路徑、鐵素體的連續(xù)冷卻相變動(dòng)力學(xué)、強(qiáng)化機(jī)制以及拉伸變形行為進(jìn)行了研究。本論文的主要?jiǎng)?chuàng)新性工作如下:
　　(1)采用適當(dāng)?shù)奈⒑辖鸹煞衷O(shè)計(jì)、合理的控軋工藝以及以UFC為核心的不同冷卻路徑，突破傳統(tǒng)厚度限制，開發(fā)

3、出抗拉強(qiáng)度級(jí)別為690MPa～820MPa，伸長(zhǎng)率為29.4％～37.5％，強(qiáng)塑積為21000MPa·％～30750MPa·％的A、B、C、D、E五種化學(xué)成分系列的14mm厚熱軋TRIP中厚板。
　　(2)研究了控軋溫度區(qū)間對(duì)A、B、C三種微合金化實(shí)驗(yàn)鋼多相組織和力學(xué)性能的影響，探討了A、B、C三種微合金化實(shí)驗(yàn)鋼厚度方向不同位置處各顯微相的特點(diǎn)和形成機(jī)制。
　　1)隨著控軋溫度區(qū)間的“下調(diào)”，鐵素體晶粒細(xì)化并沿軋制方向分布的

4、趨勢(shì)增強(qiáng)，其含量增加，貝氏體束和M-A島的尺寸均減小;鐵素體基體上的位錯(cuò)數(shù)量增多，應(yīng)變誘導(dǎo)析出加劇，鐵素體中沉淀析出的微合金碳氮化物質(zhì)點(diǎn)的平均尺寸減小。綜合A、B、C實(shí)驗(yàn)鋼在不同控軋溫度區(qū)間下的力學(xué)性能，900℃～840℃為最佳的精軋溫度區(qū)間。
　　2)受應(yīng)變不均勻和熱梯度的影響，從試樣的心部到1/4厚度位置，再到表面層，鐵素體晶粒尺寸逐漸減小，鐵素體量逐步增多;貝氏體束尺寸越來(lái)越小，分布越來(lái)越密集;組織中的M-A量先增加后減少，

5、并在1/4厚度位置處達(dá)到峰值。在控軋控冷工藝參數(shù)相近的條件下，厚度方向同一位置處，C鋼的鐵素體晶粒、貝氏體束以及M-A組元尺寸最小，鐵素體含量最多，并且厚度方向不同位置處的組織差異較A鋼、B鋼小，對(duì)減小厚度效應(yīng)更為有利。
　　(3)采用“空冷弛豫+超快冷”工藝，研究了化學(xué)成分、弛豫終止溫度和終冷溫度對(duì)多相組織和力學(xué)性能的影響，揭示了A、D、E三種微合金化熱軋TRIP中厚板終軋后弛豫過(guò)程的組織演變規(guī)律，建立了成形性指標(biāo)與殘余奧氏體穩(wěn)

6、定性參數(shù)的關(guān)系。
　　1)在終軋后的空冷階段，隨著弛豫時(shí)間的延長(zhǎng)，鐵素體晶粒尺寸增大，其含量增加;鐵素體基體上的位錯(cuò)密度持續(xù)下降，位錯(cuò)墻連接成的胞狀亞結(jié)構(gòu)消失，微合金碳氮化物的沉淀析出量則先增加而后保持基本不變;組織中的殘余奧氏體量和殘余奧氏體中的碳含量均呈現(xiàn)出先增加而后減少的趨勢(shì)。弛豫終止溫度范圍在720℃～700℃時(shí)，D、A、E三種鋼表現(xiàn)出良好的綜合性能，強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳的匹配。2）弛豫終止溫度為720℃時(shí)，D、A、E鋼鐵素

7、體晶粒的平均尺寸逐漸變大，組織中的鐵素體量和鐵素體基體上析出物數(shù)量依次增加，而殘余奧氏體量減少。表征材料綜合性能的強(qiáng)塑積，D鋼最高，A鋼次之，E鋼最低。3）在控軋工藝和弛豫終止溫度相同的條件下，A、D、E三種微合金化熱軋TRIP中厚板均存在最佳終冷溫度。終冷溫度過(guò)低，組織中會(huì)有大量馬氏體出現(xiàn)，不利于實(shí)驗(yàn)鋼塑性的發(fā)揮以及強(qiáng)塑積的提高。終冷溫度超過(guò)這個(gè)最佳值，組織中的塊狀?yuàn)W氏體數(shù)量增多甚至出現(xiàn)珠光體，TRIP效應(yīng)減弱。4)強(qiáng)塑積Φ與穩(wěn)定性參

8、數(shù)λ有如下關(guān)系:Φ=0.577λ+17.6(A鋼);Φ=0.62λ+17.9（D鋼）。
　　(4)采用“層冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”兩種冷卻路徑對(duì)A、D、E三種微合金化熱軋TRIP中厚板進(jìn)行了研究，并結(jié)合“空冷+超快冷”冷卻工藝對(duì)比研究了輸出輥道上不同冷卻路徑對(duì)相變過(guò)程的影響。
　　對(duì)于A、D、E鋼，在“層冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”兩種冷卻路徑下，440℃～460℃是最佳終冷溫度范圍。在控

9、冷的空冷段之后，以大于50℃·s-1的冷卻速度快速冷卻到這個(gè)貝氏體溫度范圍，并在隨后的堆冷過(guò)程中使奧氏體殘留下來(lái)。采用“空冷+超快冷”、“層冷+空冷+超快冷”、“超快冷+空冷+超快冷”冷卻路徑后，鐵素體晶粒變得細(xì)小，組織中的鐵素體量以及鐵素體基體上的位錯(cuò)密度和微合金碳氮化物的析出量增加，貝氏體板條內(nèi)的位錯(cuò)密度也逐漸增加。
　　(5)闡明了不同冷卻路徑空冷段中鐵素體的相變動(dòng)力學(xué)，采用熱模擬實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了碰撞機(jī)制。
　　在相變的初始

10、階段，沿著原奧氏體晶界的鐵素體晶粒之間的碰撞接近完成，并且?jiàn)W氏體-奧氏體晶界變得位置飽和。與此同時(shí)，組織中單位體積的晶粒數(shù)量減少，并伴隨著平均晶粒尺寸明顯的增大。當(dāng)鐵素體晶粒碰撞時(shí)，晶格旋轉(zhuǎn)被激活，降低了和晶界相關(guān)的能量，通過(guò)合并導(dǎo)致最小角度取向晶粒的消失。在相變后期，鐵素體晶粒粗化，其尺寸變大。在變形和冷卻條件下，最終的鐵索體晶粒尺寸不是由奧氏體晶界上的形核數(shù)目所決定，而是由鐵素體晶粒碰撞后正常長(zhǎng)大產(chǎn)生的鐵素體晶粒的消失和從同一晶體學(xué)

11、變量形成的相近取向鐵素體晶粒間的合并所決定。
　　(6)研究了微合金化TRIP鋼在單軸拉伸下的變形行為及斷裂特性，分析了加工硬化率、硬化指數(shù)與真應(yīng)變的關(guān)系。
　　1)微合金化TRIP鋼的拉伸應(yīng)變硬化行為可以分為三個(gè)階段。第一階段的加工硬化率較高，與鐵素體的塑性變形有關(guān)。在塑性變形初期，應(yīng)變集中在較軟的多邊形鐵素體基體中，促使鐵素體在貝氏體周圍流動(dòng)。多邊形鐵素體和硬質(zhì)相的相互作用導(dǎo)致軟基體中其他塑性區(qū)域的形成，并逐漸提高鐵素體