800MPa級針狀鐵素體馬氏體雙相鋼厚板的研制.pdf

1、本文在分析鐵素體馬氏體雙相鋼研究現(xiàn)狀以及針狀鐵素體優(yōu)勢的基礎(chǔ)上指出了當前雙相鋼研究中的不足之處，探討了開發(fā)熱軋雙相鋼厚板的意義和應用前景，重點指出開發(fā)針狀鐵素體馬氏體雙相鋼的必要性，提出了本文的研究目標，并確定了本文的研究思路和主要研究內(nèi)容。 首先采用材料設(shè)計的基本原理和方法，從焊接性、針狀鐵素體的形成條件以及經(jīng)濟性出發(fā)，考慮各種化學成分的影響，設(shè)計了熱軋針狀鐵素體馬氏體雙相鋼厚板的化學成分。接著從開發(fā)強度級別為800MPa低屈

2、強比熱軋雙相鋼出發(fā)，從理論上得出了滿足此種要求的軋制工藝制度；根據(jù)熱軋雙相鋼厚板的合金成分和軋制工藝特點，初步設(shè)計了試驗鋼的軋制工藝路線。通過對設(shè)計的13種不同成分的試驗鋼，采用不同的熱軋工藝，從屈強比、強度等設(shè)計要求和降低成本角度優(yōu)選出鋼的合金元素的最佳范圍為：C0.05～0.1％，Si0.30～0.50％，Mn1.50～2.0％，P≤0.015％，S≤0.010％，Ti0.01～0.02％，Nb0.03～0.06％，Ni0.20～0

3、.30％和Al0.020～0.050％。 從微觀組織的角度對試驗鋼良好的綜合力學性能的原因進行了深入研究。實驗結(jié)果表明，試驗鋼優(yōu)異的力學性能歸因于合理的化學成分和工藝，及其合理添加微合金元素。在這些綜合因素條件下，得到了具有細小晶粒的針狀鐵素體和馬氏體雙相組織。大量的鐵素體和馬氏體小角度晶界的存在，大大提高了材料的韌性。析出相粒子的結(jié)構(gòu)分析表明，高溫析出的Ti碳氮化物，可作為后續(xù)Nb和V碳氮化物析出的形核核心；Nb既可依附于Ti

4、的碳氮化物析出，也可單獨形成Nb碳氮化物；V碳化物則主要依附于先析出的Nb和Ti碳氮化物作為核心而析出。而Nb、Ti的碳氮化物可能會成為針狀鐵素體的形核核心。 采用熱模擬方法研究了工藝參數(shù)(包括加熱溫度、變形溫度、變形量、停冷溫度以及冷卻速度)對優(yōu)選成分的試驗鋼板顯微組織的影響，并測定了試驗鋼的CCT曲線。結(jié)果表明，不同工藝參數(shù)對最終產(chǎn)品的組織有不同的影響：加熱溫度不適宜太高；變形需要進行再結(jié)晶和非再結(jié)晶兩階段控制，且變形量需要

5、合理的分配；軋后需要進行一段時間的弛豫待溫，而冷卻速度和停冷溫度也要控制在一定的范圍之內(nèi)。另外，該鋼種的CCT曲線雖沒有明顯的卷取窗口，但鐵素體(包括多邊形鐵素體和針狀鐵素體)轉(zhuǎn)變區(qū)范圍很大，即存在很大的冷卻速度窗口，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)明顯左移且右端封口。根據(jù)不同工藝參數(shù)對試驗鋼顯微組織的影響，從而提出了試驗鋼的軋制和冷卻工藝制度為：加熱溫度1100～1200℃，第一階段終軋溫度1000～1100℃，總變形率45～55％，第二階段開軋溫度85

6、0～900℃，總變形率60～70％，終軋溫度780～850℃，軋后空冷時間40～120s，水冷速度5～25℃/s，出水溫度200～500℃。 利用有限元分析對第4章中提出的軋制工藝制度進行了驗證，根據(jù)終軋后水冷時厚板不同節(jié)點的溫度變化計算結(jié)果發(fā)現(xiàn)，厚度為25mm的鋼板水冷時雖然不同部位冷卻速度不盡相同，但各部分的冷卻速度均在10～30℃/s，滿足獲得針狀鐵素體+馬氏體雙相組織的工藝要求，從而最終確定了適合于工業(yè)生產(chǎn)條件下熱軋厚板

7、雙相鋼的成分和相應的軋制工藝制度。對優(yōu)化出的第1種成分的鋼種和軋制工藝制度進行了驗證，所得試驗鋼的綜合力學性能全部滿足設(shè)計要求，表明優(yōu)化出的鋼種其軋制工藝制度適合于實際生產(chǎn)。 對試驗鋼進行的焊接性能計算和焊接熱模擬試驗結(jié)果表明，本文開發(fā)的針狀鐵素體+馬氏體雙相試驗鋼具有較低的冷裂紋敏感性傾向、較低的預熱溫度。在-20℃、焊接熱輸入達到30kJ/cm的條件下和在-40℃，焊接熱輸入低于25kJ/cm的條件下，焊接接頭仍具有良好的沖