淬火后的逆相变退火温度对5%Mn冷轧中锰钢组织与性能的影响

对5%Mn冷轧中锰钢进行930 ℃×20 min淬火后再进行660、665、675、685 ℃保温30 min的逆相变退火处理,并用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪等研究退火温度对中锰钢组织和力学性能的影响。结果表明:5%Mn冷轧中锰钢经过高温淬火和逆相变退火后的组织为超细晶铁素体、板条马氏体和奥氏体。随着逆相变退火温度由660 ℃增加至685 ℃,奥氏体含量先增加后降低并在665 ℃逆相变退火后达到最大值,抗拉强度持续增加,屈服强度先升高后降低并在675 ℃退火时达到最大,伸长率先升高后降低并在665 ℃时达到最大值。综合来看,5%Mn中锰钢冷轧板经过930 ℃×20 min淬火和665 ℃×30 min逆相变退火后的综合力学性能最佳,此时奥氏体体积分数为24.24%,抗拉强度为980 MPa,伸长率为23.68%,强塑积达到了23.21GPa·%。     

高强塑积汽车用中锰钢的热变形与组织性能北大核心CSCD

采用扫描电镜、透射电镜和拉伸试验机等手段,研究了热压缩变形量(0%、25%、50%和75%)对奥氏体逆相变退火态汽车用中锰钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明:随着热压缩变形量从0%增加至75%,退火态中锰钢中马氏体板条的平均宽度从0.96μm减小至0.34μm、碳化物的平均粒径从Φ38 nm减小至Φ20 nm,且碳化物的体积分数也随着热压缩变形量的增加而增大。经过热压缩变形处理的退火态中锰钢中的奥氏体含量、断后伸长率和强塑积均高于未经过热压缩变形的试样,且当热压缩变形量为50%和75%时,退火态中锰钢的强塑积均高于33.4 GPa·%,符合第3代汽车钢对强塑积≥30 GPa·%的要求,这主要与热压缩变形后退火态中锰钢中板条马氏体较为细小、碳化物尺寸小且体积分数较大等有关。     

双相区退火工艺对中锰钢组织与性能的影响

采用扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)和单轴拉伸实验等研究了自主设计的"预淬火+双相区退火"热处理工艺对成分为0.15C-5Mn的中锰钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:随着退火温度的升高,实验钢抗拉强度逐渐升高,屈服强度逐渐降低,伸长率和强塑积先升后降,此结果与相变诱导塑性(TRIP)效应有关;随着退火时间的延长,实验钢抗拉强度先增后降,屈服强度逐渐降低,伸长率和强塑积先增后降;当热处理工艺为"800℃保温30 min水淬+655℃退火4 h空冷"时,实验钢可以获得最佳组织和力学性能,此时其残留奥氏体的体积分数为25%,抗拉强度为1250 MPa,伸长率为37%,强塑积达到46 GPa·%。实验钢的高强度和高塑性是由超细晶组织和TRIP效应共同决定的。     

不同初始组织中锰钢逆相变退火后的室温组织与性能

研究了0.1C-5Mn中锰钢两种初始组织形态(热轧淬火态与冷轧形变态马氏体)经两相区退火处理后的室温组织形貌及力学性能。结果表明:经退火处理后,热轧马氏体复相组织(铁素体+奥氏体)大部分保持板条状,而冷轧马氏体发生回复再结晶,形成多边形或等轴状(粒状)超细晶粒;冷轧退火样中残留奥氏体含量及其中C含量高于热轧退火样,表明冷轧初始组织形态有利于逆相奥氏体稳定及C元素配分;冷轧退火样的强度(屈服、抗拉)均高于热轧退火样,而断后伸长率稍低于热轧退火样,并且冷轧退火样加工硬化速率优于热轧退火样,两者强塑积均超过30 GPa·%,冷轧退火样强塑积偏高。     

临界退火温度对冷轧0.11C-7.05Mn钢组织性能的影响

利用SEM、TEM、XRD和拉伸试验机研究了0. 11C-7. 05Mn-0. 27Si中锰钢的组织和力学性能。结果表明,退火温度影响试验钢的再结晶过程与逆转奥氏体稳定性。570℃退火的组织中含有部分变形组织,再结晶不完全,630℃退火冷却的组织中逆转奥氏体部分相变为马氏体。残留奥氏体体积分数随退火温度的增加而增加,在630℃达到最大值22. 67%。600℃退火时试验钢的综合力学性能最优,抗拉强度(R_m)为901. 74 MPa,断后伸长率(A_(80))为23. 34%,强塑积(R_m×A)为21. 05 GPa·%。     

两相区退火处理冷轧0.1C-5Mn中锰钢的氢脆敏感性

对0.1C-5Mn中锰钢冷轧后在650℃进行不同保温时间的两相区逆相变退火处理,利用电化学充氢和慢应变速率拉伸(SSRT)实验研究了其氢脆敏感性。结果表明,冷轧后中锰钢在退火过程中发生奥氏体逆转变,在退火10 min时可获得优异的强度和塑性配合。随着退火时间延长,可扩散H含量及氢脆敏感性增加,特别是氢脆敏感性的增加幅度十分显著。充氢断口起裂区呈现典型的空心韧窝及包含奥氏体(变形后转变为马氏体)晶粒的实心韧窝的混合断裂模式,这种实心韧窝本质上是在应力作用下氢致裂纹沿奥氏体与铁素体的界面萌生与扩展而形成的一种脆性沿晶断裂。氢脆断裂行为主要与退火过程中逆转变奥氏体的含量及其机械稳定性等因素有关。     

淬火温度对中锰QP钢组织和性能的影响

采用部分奥氏体化-淬火-配分工艺对中锰钢进行热处理,研究不同淬火温度对微观组织和力学性能的影响。试验结果表明:随着淬火温度的升高,试验钢的伸长率先升高后降低,而抗拉强度却逐渐降低。淬火温度为140 ℃时,试验钢中一次马氏体和新生马氏体的体积分数之和最大,因此抗拉强度最高。淬火温度为180 ℃时,试验钢中残留奥氏体的体积分数最大,伸长率最高,综合力学性能最好,强塑积最高为30 328.2 MPa·%。而淬火温度升到200 ℃时,由于试验钢中残留奥氏体的含量减少以及新生马氏体的硬度降低,其伸长率和抗拉强度均降低。     

合金元素对热轧中锰钢组织及力学性能的影响

为研究碳、硅、锰等合金元素对热轧态中锰钢组织及力学性能的影响,设计了4种不同合金成分的热轧态中锰钢,并对其进行620℃退火10h的热处理.利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和拉伸试验等研究了实验钢的显微组织、残留奥氏体体积分数和单轴拉伸性能.结果 表明:4种热轧态实验钢在退火过程中都发生奥氏体逆相变,获得了一定量的残留奥氏体组织,0.11C-7.05Mn-0.27Si钢的残留奥氏体的体积分数最高,达到49.64％.0.22C-4.87Mn-0.25Si钢的综合力学性能最优,其抗拉强度(Rm)为1024.48 MPa,断后伸长率(A5o)为30.74％,强塑积(Rm×A)为31.49 GPa·％.分析认为,随着合金元素C、Mn含量的增加,退火后中锰钢中的残留奥氏体的体积分数增加,但伸长率与奥氏体的体积分数不一定成正比,主要还受残留奥氏体的稳定性的影响.另外,硅元素主要用于中锰钢的合金化.热轧态中锰钢获得超高强度、高塑性及高强塑积的主要原因还是残留奥氏体的TRIP效应以及超细晶铁素体或马氏体的细晶强化效应.     

两相区退火中锰TRIP钢残余奥氏体含量与加工硬化行为

采用ART (奥氏体逆相变)退火热处理工艺,研究了两相区温轧和退火过程中冷轧中锰TRIP钢中残余奥氏体体积分数变化与加工硬化行为。结果表明:冷轧实验钢经两相区温轧退火处理后,获得了临界铁素体与残余奥氏体或马氏体组成的超细晶复相组织。在645℃,随退火时间的延长,受少量碳化物析出及溶解与C、Mn元素富集程度的影响,残余奥氏体含量由20. 8%先下降至18. 7%后回升至22. 8%最后又骤降至4. 5%。退火时间小于5 h时,实验钢持续加工硬化水平较高,其中均匀塑性形变阶段中,加工硬化指数随退火时间增加,表现出先升高后降低的变化趋势,在退火1 h时加工硬化能力达到最高。     

0.12C-5Mn锰钢的组织演变

对热轧、正火、冷轧、淬火及逆相变退火后的0.12C-5Mn锰钢的组织进行了研究。结果表明:热轧板组织为珠光体+铁素体;正火后,组织较热轧态更加粗大,沿轧向分布更加均匀;冷轧板珠光体分布更加混乱弥散;750℃淬火组织为少量马氏体和铁素体,625℃逆相变退火后组织仍然为马氏体和铁素体,但马氏体量减少。     

低碳高强钢合金元素配分行为对残余奥氏体和力学性能的影响

采用双相区保温+奥氏体化淬火+低温退火的热处理工艺,研究了合金元素配分行为对C-Si-Mn系高强钢微观组织和力学性能的影响.结果表明,在760℃随着保温时间的延长,双相区中奥氏体相的体积分数逐渐增多直至达到饱和,而铁素体向奥氏体扩散的Mn元素含量也逐渐增多直至在两相间达到化学势平衡,后加热至930℃保温120 s,再淬火至220℃,配分过程中发生了C从马氏体向奥氏体中的扩散偏聚.经该工艺处理后实验用钢的抗拉强度为1310 MPa,延伸率可达12%,强塑积达到15720 MPa·%,相比传统淬火+碳配分工艺,双相区保温+奥氏体化淬火+低温退火的热处理工艺过程中Mn配分和C配分共同作用能够显著提高钢中残余奥氏体的含量和稳定性,从而提高高强钢的室温成形能力.     

退火温度对0.14C-7Mn热轧中锰钢微观组织和力学性能的影响

针对0.14C-7Mn热轧中锰钢分别在600、620、640℃进行了10 h的退火试验。结果表明，退火后组织均为板条状铁素体+奥氏体，随着退火温度的升高，奥氏体体积分数增加，奥氏体中的C、Mn含量逐渐降低，导致其力学稳定性降低。试验钢退火后拉伸曲线均表现为连续屈服。随着退火温度的升高，奥氏体体积分数升高且稳定性降低，变形时产生的马氏体增多，因此抗拉强度随着退火温度升高而升高。适量的、稳定性适中的逆相变奥氏体在变形过程中持续相变产生加工硬化，延迟了颈缩的产生，增加了均匀延伸率。     

Cu配分时间对I&Q&P处理钢组织性能影响

通过IQ(两相区退火+淬火)和IQP(两相区退火+淬火+配分)热处理工艺,采用EPMA、SEM和XRD等手段,研究含Cu低碳钢Cu配分行为及不同配分时间对组织性能的影响。结果表明,在双相区保温过程中,试验钢的C、Cu和Mn三种元素均从铁素体向奥氏体中配分,且Cu元素配分效果明显。经IQP工艺处理的钢的组织是板条马氏体和残余奥氏体,随着Cu配分时间增加,原始晶粒尺寸变大,马氏体组织变大、板条变粗。随着Cu配分时间增加,钢的抗拉强度逐渐减小,伸长率先增加后减小。残余奥氏体体积分数的变化趋势和伸长率的变化趋势基本一致,在配分时间为40 min时,残余奥氏体体积分数和伸长率达到最大值,此时材料综合力学性能最佳,抗拉强度为1076 MPa,强塑积达到26254.4 MPa·%。     

铌微合金化高强塑积冷轧DP780钢的I&Q&P工艺

基于亚稳奥氏体形变诱导相变理论,在实验室采用盐浴炉对800 MPa级冷轧双相钢DP780的I&Q&P(临界退火与淬火配分)工艺进行了探讨,并采用光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验机与XRD对不同工艺下试验钢的组织性能进行了研究。结果表明,在I&Q&P工艺试验条件下,试验钢的显微组织由铁素体、马氏体与残留奥氏体组成;830 ℃退火时铁素体晶粒尺寸以＞5 μm为主,860 ℃退火下其晶粒尺寸以＜5 μm为主。830 ℃退火时试验钢的力学性能随淬火温度的变化波动较大,860 ℃退火时试验钢的力学性能随淬火温度的变化波动较小。860 ℃退火+260 ℃淬火时,试验钢的综合力学性能最佳,其抗拉强度、伸长率与强塑积分别为802 MPa、26.8%与21.5 GPa·%,钢中残留奥氏体含量高达13.89%。     

碳锰元素含量对中锰钢相变规律及热轧组织性能的影响

中锰钢为新一代先进高强钢，为使其组织获得合适的各相比例，得到理想的力学性能，对C、Mn元素含量的增加所引起的相变规律的变化及对后续加工过程的影响进行了研究。设计了4种化学成分的中锰钢，采用热膨胀仪、SEM、拉伸实验机、XRD测定分析了C、Mn元素含量增加对实验钢相变规律及热轧组织性能的影响。结果表明：C、Mn元素含量的增加能降低实验钢的Ac₁和Ac₃温度，提高其淬透性，同时使C曲线右移。当Mn质量分数为5%时，1^#钢临界冷却速率低于0.5℃/s,其热轧后微观组织由贝氏体、马氏体和少量奥氏体组成，基体上弥散分布着大量的细小碳化物；将C质量分数由0.10%增加至0.15%,2^#钢热轧后残余奥氏体体积分数由4.81%增加至9.48%,强塑积由12.2 GPa·%提升至19.0 GPa·%。而当Mn质量分数为7%时，3^#钢临界冷却速率低至0.05℃/s以下，其热轧后基体组织为马氏体结构；将C质量分数由0.10%增加至0.15%,4^#钢热轧后残余奥氏体体积分数由8....     

卷取温度和退火工艺对热轧中锰钢组织和力学性能的影响

冶炼了含1.0%～1.5%C、5.0%Mn(质量分数)的中锰钢,热轧后水冷至600、630和660℃保温1 h炉冷以模拟卷取工序,并进行了在600、640、680和730℃保温1～16 h后炉冷的退火处理。通过金相分析、X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)和拉伸试验研究了模拟的卷取温度和退火工艺对钢的微观组织和力学性能的影响。结果表明:模拟不同温度卷取的中锰钢组织均由马氏体、少量贝氏体和4.5%(体积分数)左右的残留奥氏体组成,力学性能变化不明显;退火后钢中残留奥氏体含量显著增加,且随着退火温度的升高和保温时间的延长,残留奥氏体由片条状转变为块状,钢的屈服强度降低,抗拉强度先升高后降低,断后伸长率升高。经680℃保温10 h炉冷退火的钢中残留奥氏体最稳定,力学性能最佳,抗拉强度为890MPa,断后伸长率达29%。提高退火温度和缩短保温时间使钢中残留奥氏体稳定性降低,TRIP效应减弱,力学性能降低。     

逆转变奥氏体稳定性对中锰钢强韧性的影响

对淬火态中锰钢进行了不同温度的回火试验,研究了不同回火温度下逆转变奥氏体的含量和稳定性,及其对中锰钢强韧性能的影响。结果表明:当回火温度由630 ℃升高至670 ℃时,中锰钢室温组织中逆转变奥氏体体积分数由19%增加至42%,逆转变奥氏体稳定性不断降低;中锰钢的屈服强度由750 MPa降低至565 MPa,抗拉强度由845 MPa升高至970 MPa, -60 ℃冲击吸收能量由116 J减小至75 J。高体积分数、低稳定性的逆转变奥氏体会降低中锰钢的屈服强度,但会提高中锰钢的加工硬化能力。在冲击载荷作用下,组织中的逆转变奥氏体发生相变诱导塑性(Transformation-induced plasticity, TRIP)效应,显著提高裂纹形成功和裂纹扩展功,是中锰钢主要的韧化机制。     

奥氏体化温度对TAM钢力学性能及微观组织影响北大核心CSCD

通过奥氏体化预处理、两相区临界退火以及贝氏体等温处理这3个过程制备了含退火马氏体组织的TRIP钢(TAM钢),利用拉伸试验机、扫描电镜、透射电镜以及X射线衍射对其力学性能和微观组织进行了表征,在此基础上研究了奥氏体化预处理温度对力学性能及微观组织的影响规律。结果表明,含退火马氏体组织的TRIP钢,具有良好的断后伸长率和强塑积,尤其是在奥氏体化预处理温度为950℃时,其断后伸长率高达40%以上,强塑积高达27 GPa·%;其微观组织由铁素体、贝氏体、残留奥氏体以及退火马氏体构成,退火马氏体精细结构呈现板条状,板条间存在残留奥氏体;奥氏体化预处理温度对残留奥氏体体积分数没有显著影响,但对最终组织中的退火马氏体体积分数以及晶粒大小有显著影响。     

C含量对冷轧Fe-6Mn-1Al中锰钢组织与性能的影响

研究了C含量(质量分数)分别为0.06%、0.15%和0.30%的冷轧中锰钢Fe-6Mn-1Al退火后的组织及室温拉伸后的力学性能变化规律。结果表明,不同C含量的试验钢经660 ℃退火后的组织均为铁素体+奥氏体的双相组织。随着C含量的增加,试验钢中奥氏体的体积分数由19.34%增加到38.70%,且C含量的增加引起了配分到奥氏体中的C、Mn含量的增加,使奥氏体的稳定性得到了提升。C含量较高的试验钢变形过程中的TRIP效应更显著,使试验钢的加工硬化能力得到了提高,获得更好的综合力学性能。C含量从0.06%增加至0.30%,试验钢的强塑积由28.0 GPa·%增加到51.4 GPa·%。     

奥氏体化温度对TAM钢力学性能及微观组织影响

通过奥氏体化预处理、两相区临界退火以及贝氏体等温处理这3个过程制备了含退火马氏体组织的TRIP钢(TAM钢),利用拉伸试验机、扫描电镜、透射电镜以及X射线衍射对其力学性能和微观组织进行了表征,在此基础上研究了奥氏体化预处理温度对力学性能及微观组织的影响规律。结果表明,含退火马氏体组织的TRIP钢,具有良好的断后伸长率和强塑积,尤其是在奥氏体化预处理温度为950℃时,其断后伸长率高达40%以上,强塑积高达27 GPa·%;其微观组织由铁素体、贝氏体、残留奥氏体以及退火马氏体构成,退火马氏体精细结构呈现板条状,板条间存在残留奥氏体;奥氏体化预处理温度对残留奥氏体体积分数没有显著影响,但对最终组织中的退火马氏体体积分数以及晶粒大小有显著影响。