1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理.docx
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1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理
1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理
1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理1500MPa级直接淬火马氏体钢的组织控制与强化机理
直接淬火工艺具有缩短生产流程、降低成本、节约能源等优点。
目前国内外采用直接淬火技术生产钢板的抗拉强度一般在490-980MPa,对1500MPa级直接淬火马氏体钢的研究还较少。
随着钢铁材料朝高强度方向发展,有必要对超高强度直接淬火马氏体钢的生产工艺及其强化机理进行深入的研究。
本文以中碳微合金钢为研究对象,采用直接淬火-低温回火工艺,系统研究了钢坯再加热制度、热变形工艺、冷却工艺对直接淬火钢微观组织与力学性能的影响,分析了直接淬火马氏体钢的晶体学形态,讨论了直接淬火马氏体钢的强化机理。
基于直接淬火-回火-重新奥氏体化工艺,研究了α?
γ逆相变再结晶的晶粒细化机制,在此基础上,探索了利用纳米级析出相控制得到细晶奥氏体的工艺。
为了确保合金元素能够较充分的固溶,同时组织中又不出现明显的粗大晶粒,实验钢的加热温度不宜高于1150?
保温时间不宜超过1h。
建立了实验钢在加热过程中的奥氏体晶粒长大动力学模型。
通过研究实验钢的热变形行为,为实际生产提供控轧工艺参数及理论依据。
计算得到了动态再结晶热变形激活能为47
7.7kJ/mol,静态再结晶激活能为299.3KJ/mol,建立了动态再结晶本构方程及静态再结晶动力学方程;根据绘制的动态再结晶加工状态图,发现在变形量较小及应变速率较大的情况下,完全动态再结晶很难发生;奥氏体未再结晶温度为900?
;碳化物在奥氏体区的等温析出动力学曲线（PTT）呈典型的C型,随着应变速率的增大,产生的位错储能逐渐增大,使析出曲线向左平移,析出孕育期缩短,但不改变鼻尖温度。
采用电子背散射技术（EBSD）,对直接淬火马氏体钢的晶体学形态进行了分析。
直接淬火马氏体的微观结构依次由原奥氏体晶粒、板条束（Packet）、板条块（Block）和板条（Lath）组成。
板条束为原奥氏体晶粒内具有相同惯习面的马氏体板条晶区,板条块为板条束内大角度晶界所包围的区域,由具有相似晶体学取向的板条组成。
随着未再结晶区变形量的增大,直接淬火马氏体钢的原奥氏体晶粒由等轴晶粒变成扁平化的晶粒,板条束（Packet）尺寸与原奥氏体晶粒的扁平宽度相等,板条块（Block）宽度逐渐减小:
当未再结晶区变形量占总变形量
的比例由10.5%增大到100%,原奥氏体晶粒尺寸由1
2.4μm减小到
4.4μm,板条块宽度从
2.5μm减小到
1.3μm。
研究发现直接淬火马氏体与母相奥氏体符合K-S关系,与传统再加热淬火马氏体相比,热变形后直接淬火得到的马氏体并未改变其取向分布。
实验室轧制结果表明,与传统的再加热淬火-回火钢（RQT）相比,再结晶区轧制直接淬火-回火钢（RCR-DQT）、再结晶区-未再结晶区两阶段轧制直接淬火-回火钢（RCR-CR-DQT）的冲击韧性与之相当,横向抗拉强度分别提高了9.4%、1
4.6%,达到1570MPa、1645MPa。
研究表明直接淬火钢较再加热淬火钢强度提高的主要机制是位错强化,是由于直接淬火马氏体继承了热变形过程中产生的大量晶体缺陷,导致位错密度增大的缘故。
对RCR-DQT、RCR-CR-DQT两种直接淬火-回火钢,随未再结晶区变形量的增大,原奥氏体晶粒逐渐细化,板条块（Block）宽度逐渐减小,强度逐渐提高,屈服强度与原奥氏体晶粒尺寸、板条块宽度的-1/2次方都存在线性关系,说明细晶强化是强度提高的主要机制,板条块宽度为控制强度的“有效晶粒尺寸”。
传统再加热淬火-回火钢的横纵向性能差异不明显,而直接淬火-回火钢由于继承了热轧时的织构,导致横纵向性能差异较大。
在工业生产线上,热轧后分别采用间断式直接淬火工艺（IDQ）与直接淬火工艺（DQ）,结果发现直接淬火工艺（DQ）较间断式直接淬火（IDQ）工艺具有更好的强韧性配比。
通过精确控制钢坯加热制度、轧制工艺及冷却工艺参数,得到的直接淬火钢板板形良好。
基于直接淬火-回火-重新奥氏体化工艺,通过降低热变形温度、增大变形量、增大轧后冷却速率、缩短回火时间可以增大逆转变奥氏体的形核率,从而细化奥氏体晶粒。
在此基础上,提出了利用纳米级析出相细化奥氏体晶粒的新思路,总结了Ti在生产流程中的演变规律。
经实验室轧制及后续热处理,得到的奥氏体晶粒尺寸约为5μm,晶粒细化效果明显,证明设计思路是科学可行的,具有较好的工业化应用前景。
摘要3-5Abstract5-8目录8-12第一章绪论12-36
1.1研究背景12-13
1.2直接淬火工艺的发展历程13-19
1.
2.1控制轧制14-16
1.
2.2控制冷却16-17
1.
2.3直接淬火工艺的研究现状17-19
1.3直接淬火钢中合金元素的作用19-24
1.
3.1合金元素对相变的影响20
1.
3.2微合金元素Nb、V、Ti的作用20-23
1.
3.3B在直接淬火钢中的作用23-24
1.4直接淬火钢的生产工艺参数24-35
1.
4.1钢坯的再加热温度25-27
1.
4.2轧制工艺27-32
1.
4.3冷却工艺32-35
1.5本文的主要研究目的及内容35-36第二章实验材料与研究方
法36-42
2.1实验材料36
2.2研究方法36-42
2.
2.1微观组织观察36-39
2.
2.2力学性能测试39-40
2.
2.3位错密度测量40
2.
2.4相分析40-41
2.
2.5织构测试41-42第三章加热制度对直接淬火钢微观组织的影
响42-60
3.1前言42
3.2实验材料与工艺42-43
3.3奥氏体晶粒随加热温度的长大行为43-50
3.
3.1析出相观察46-47
3.
3.2晶粒长大激活能47-50
3.4奥氏体晶粒的等温长大行为50-52
3.5奥氏体晶粒长大预测模型52-59
3.
5.1晶粒尺寸与第二相粒子的关系52-53
3.
5.2NbC的固溶行为53-54
3.
5.3第二相粒子的体积分数54-55
3.
5.4第二相粒子的粗化行为55-58
3.
5.5晶粒尺寸的预测58-59
3.6本章小结59-60第四章直接淬火马氏体钢的热变形行为
60-83
4.1前言60
4.2实验工艺60-62
4.
2.1奥氏体的动态再结晶工艺60-61
4.
2.2奥氏体的静态再结晶工艺61-62
4.
2.3应力松弛实验工艺62
4.3奥氏体的动态再结晶行为62-73
4.
3.1不同应变速率下的应力-应变曲线63-64
4.
3.2不同变形温度下的应力-应变曲线64-65
4.
3.3峰值应力与变形条件的关系65-66
4.
3.4热变形过程中的本构方程66-69
4.
3.5Z参数69
4.
3.6峰值应力与Z参数的关系69-70
4.
3.7动态再结晶的临界条件与Z参数的关系70-72
4.
3.8动态再结晶加工图72-73
4.4奥氏体的静态再结晶行为73-78
4.
4.1静态再结晶百分数74-75
4.
4.2静态再结晶变形激活能75-77
4.
4.3静态再结晶动力学模型77-78
4.5微合金碳氮化物的应变诱导析出行为78-82
4.
5.1应力松弛曲线78-80
4.
5.2析出动力学模型80-82
4.6本章小结82-83第五章直接淬火马氏体钢的组织控制与强化
机制83-125
5.1前言83-84
5.2实验材料与工艺84-87
5.
2.1轧制工艺84-86
5.
2.2冷却工艺86-87
5.3轧制工艺对直接淬火钢组织和性能的影响87-118
5.
3.1微观组织87-90
5.
3.2马氏体板条及微观亚结构90-92
5.
3.3析出相分析92-97
5.
3.4晶体学形态97-108
5.
3.5力学性能108-111
5.
3.6直接淬火马氏体钢的强化机制111-118
5.4冷却工艺对直接淬火钢组织和性能的影响118-123
5.
4.1微观组织118-121
5.
4.2析出相分析121-122
5.
4.3力学性能122-123
5.5本章小结123-125第六章基于直接淬火技术的奥氏体晶粒超
细化控制125-166
6.1前言125
6.2实验材料与工艺125-129
6.
2.1热变形温度的影响125-126
6.
2.2变形量的影响126
6.
2.3轧后冷却速率的影响126-127
6.
2.4回火时间的影响127-128
6.
2.5细化奥氏体晶粒工艺128-129
6.3热变形参数对晶粒细化的影响129-135
6.
3.1热变形温度的影响129-133
6.
3.2变形量的影响133-135
6.4热处理工艺对晶粒细化的影响135-138
6.
4.1轧后冷却速率的影响135-136
6.
4.2回火时间的影响136-138
6.5利用纳米级析出相细化奥氏体晶粒138-164
6.
5.1奥氏体再结晶晶粒大小的控制138-139
6.
5.2合金成分设计139-140
6.
5.3板坯加热时的热力学平衡140-145
6.
5.4奥氏体区的析出动力学145-154
6.
5.5铁素体区的析出动力学154-159
6.
5.6重新奥氏体体化过程中碳化钛的回溶与粗化159-163
6.
5.7生产流程中析出相及组织演化规律163-164
6.6本章小结164-166第七章主要结论和创新点166-168
7.1主要结论166-167
7.2本文的创新点167-168致谢168-169
参考文献
169-185攻读博士学位期间参加的主要科研项目及发表的论文185
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