超细贝氏体钢因兼具超高的强度和良好的塑韧性,而成为近年来先进高强度钢的研究热点之一。科研人员从优化合金成分设计、利用预形变或预相变来加速超细贝氏体相变等方式,提高其力学性能。然而,从热力学角度考虑,细晶的组织实际处于亚稳态,在受热过程中有自发粗化而降低界面能的倾向,组织一旦粗化,则优良的性能将不复存在。因此,探索适合于工业化生产的快速超细贝氏体组织制备技术,同时明确影响其形成及热稳定性的因素,对超细贝氏体钢规模化生产和应用具有重要的理论意义和实用价值。本文从Nb微合金化设计、预相变铁素体和预相变马氏体三方面着手,系统的研究超细贝氏体的相变动力学和回火过程中组织性能演变规律,分析预相变铁素体和预相变马氏体对超细贝氏体相变加速机制及受热失稳机制,明确影响显微组织热稳定性的关键因素,探索提高超细贝氏体钢热稳定性的方法。具体研究工作和结果如下:对比分析Nb元素对中碳超细贝氏体钢相变动力学和显微组织热稳定性的影响。0.02wt.%Nb元素的添加可明显缩短贝氏体相变孕育期,340℃等温淬火时贝氏体相变完成时间由784.8 s缩短到687.0 s,在细化贝氏体铁素体板条的同时提高块状和薄膜状残余奥氏体的含碳量,从而提高超细贝氏体钢的强度和韧性。500℃回火后碳化物的析出强化弥补了由贝氏体铁素体板条粗化和内部位错密度降低导致的强度降低。回火过程中Nb原子与C原子形成稳定性良好的MC型碳化物,能够抑制贝氏体铁素体的回复和铁素体晶粒的长大。利用热膨胀仪和盐浴炉研究了奥氏体化温度和等温淬火温度对直接等温贝氏体相变动力学、显微组织和力学性能的影响。相同等温淬火温度时,0.28C中碳超细贝氏体钢的最佳奥氏体化温度为1000℃,此时贝氏体相变完成时间最短,力学性能最优。等温淬火温度低于Ms点时,由于预相变马氏体的引入增加了贝氏体形核位置和贝氏体变体选择性,细化了贝氏体铁素体板条。但低温环境下碳原子的扩散较慢,贝氏体相变完成时间较长。等温淬火温度高于Ms点时,贝氏体相变完成时间受奥氏体过冷度和碳原子扩散的综合作用,在340℃等温淬火时达到最短时间。综合相变动力学和力学性能结果,0.28C中碳超细贝氏体钢的最佳直接等温相变工艺参数为1000℃奥氏体化+340℃等温淬火。研究了预相变铁素体对贝氏体相变动力学、显微组织和力学性能的影响,通过控制不同的预相变铁素体温度,制备含有不同预相变铁素体体积分数的超细贝氏体钢。预相变铁素体的形成引入了 α/γ界面,为后续贝氏体相变提供更多的形核位置,从而细化贝氏体铁素体板条,加速了贝氏体相变。随着预相变铁素体含量的增加,贝氏体相变完成时间逐渐增加,强度也逐渐降低。预相变铁素体的形成使得未转变奥氏体富碳,降低了超细贝氏体钢中薄膜状残余奥氏体的含碳量,从而降低了回火过程中碳化物的析出动力,延缓了残余奥氏体的分解,抑制贝氏体铁素体板条的粗化,600℃回火后实验钢仍保持与未回火试样相当的屈服强度。通过控制不同的淬火终点温度,在等温贝氏体相变前形成不同体积分数的预相变马氏体,研究了预相变马氏体对贝氏体相变动力学和显微组织的影响。预相变马氏体的引入通过改变相邻奥氏体基体的应变场,增加贝氏体形核位置,相变完成后预相变马氏体与相邻贝氏体同属一个Bain组,贝氏体铁素体板条厚度小于100 nm。随着预相变马氏体体积分数的增加,马氏体割裂奥氏体基体,抑制贝氏体的长大,延长了贝氏体相变完成时间。回火过程中预相变马氏体晶粒内碳化物分解,使得相邻薄膜状残余奥氏体在600℃回火时仍维持原有的形貌,抑制贝氏铁素体的粗化,此时超细贝氏体钢的屈服强度为1014 MPa,明显高于相同回火温度下直接等温相变试样。通过塑性变形使得超细贝氏体钢中高碳残余奥氏体发生马氏体转变,对比分析形变前后回火过程中超细贝氏体钢的显微组织和力学性能的变化。15%形变后超细贝氏体钢的强度明显升高,而塑性和韧性降低。在回火过程中340℃直接等温相变工艺、810℃预相变铁素体工艺和320 ℃预相变马氏体工艺所制备的超细贝氏体钢没有表现出明显的析出强化,表明高碳残余奥氏体的稳定性是影响超细贝氏体显微组织热稳定性的关键因素。