冲压温度对镀锌22MnB5钢板镀层中裂纹的影响

利用扫描电子显微镜(SEM)及附带能谱仪系统(EDS),对在不同冲压温度下热成形后镀锌22MnB5钢板镀层中产生的裂纹进行了研究。结果表明:对钢板进行900℃保温5min的均匀奥氏体化能够有效提高镀层中的Fe含量,使镀层中的液态Zn在热冲压后转变为固态的α-Fe(Zn)相,避免高温冲压时出现由液态金属导致的脆性(LMIE)裂纹;冲压后镀层中Zn含量为25%~30%(原子分数),能够为基体提供良好的阴极保护作用;冲压温度在Γ相熔点(782℃)以下时有利于减少镀层中的LMIE裂纹。     

镀锌热冲压钢板成形过程中的裂纹产生及扩展

采用Gleeble热模拟机,利用扫描电镜SEM(附带EDS)及电子探针EPMA研究了镀锌热冲压钢变形过程中裂纹的产生原因和扩展机理。结果表明:镀锌热冲压钢板高于782℃成形时,易产生液态金属致脆断(LMIE)的裂纹。镀层主要由固态的α-Fe(Zn)和液态Zn组成。裂纹产生于α-Fe(Zn)和液相界面处,液态锌沿奥氏体晶界渗透并与基板不断产生α-Fe(Zn),裂纹沿α-Fe(Zn)和液相界面处不断扩展,导致基体发生脆断。为避免或减轻LMIE裂纹的出现,可控制奥氏体化工艺使镀层仅含固态的α-Fe(Zn)相或者使液态相远离基体,并采用较低的热成形温度。     

加热工艺对热成形钢表面纯锌镀层组织和表面氧化物的影响

采用FE-SEM和EDS分析了不同加热工艺后的热成形钢板纯锌镀层的相结构和表面状态,表面元素分布和XRD结果验证了加热后镀层表面的相组成。结果表明,高温加热后的镀层转变为氧化锌、Γ相和α-Fe(Zn)相;增加加热温度和保温时间都会导致镀层表面氧化锌的形成增加,并形成连续的氧化锌层。GI镀层在加热温度为870℃时,镀层表面主要成分为Fe-Zn合金相,只有少量的氧化物存在;随加热温度和保温时间增加,镀层表面的氧化物逐渐增多,连续氧化铝层逐渐消失,Γ相也逐渐减少。     

保温时间对锌铁合金镀层热冲压钢开裂行为的影响

通过表面镀锌铁合金的22MnB5基板在热冲压前炉内保温时间的变化,研究了热冲压后的镀层和基体裂纹形貌及镀层相结构的变化,探讨了保温时间对锌铁合金镀层热成形钢微观结构和开裂行为的影响。结果表明:随保温时间的延长,扩展到基体的裂纹长度变短,保温360 s时无裂纹扩展到基体;镀层主要由Zn含量较高的Γ-Fe_3Zn_(10)和Fe含量较高的α-Fe(Zn)组成;随保温时间的增加,部分Γ相转化为α-Fe(Zn)相,镀层中α-Fe(Zn)固溶相的比例增多。     

扩散处理工艺对镀锌层组织和性能的影响

研究了扩散处理工艺对要进行热冲压成形的钢板含0.17%Al(质量分数)的镀锌层组织和性能的影响。结果表明,随着扩散处理温度的提高和保温时间的延长,镀锌层组织和性能发生了明显的变化,在520℃扩散处理20 s后镀锌层表面的ζ相消失。随着扩散处理温度的升高,镀锌层与钢基体界面处的Γ相增厚,在500~520℃时增厚尤为明显。当镀层由ζ相和疏松的δ相或者由疏松的δ相和Γ相构成时,镀层塑性较好。而致密的δ相会明显降低镀层的塑性。     

1 500 MPa级铝硅镀层热成形钢的试制及质量评价

为开发1 500 MPa级铝硅镀层热成形钢,采用连退模拟器模拟了5种退火涂镀工艺,采用拉伸试验机、金相显微镜检测样板力学性能、金相组织及镀层组织,以确定最优退火、涂镀工艺;针对试验中的漏镀缺陷,分析了其产生原因。结果表明,在带钢运行速度为80 m/min,加热温度为770 ℃,快冷温度为650 ℃的工艺下,铝硅镀层CR1000/1500HS+AS带钢力学性能最优;退火炉内加热段露点温度低是产生漏镀缺陷的根本原因,为此将加热段露点调整为-10~-20 ℃,解决了漏镀问题。取成品样板进行模拟热冲压试验,冲压后性能合格,组织全部为马氏体,无脱碳层;镀层裂纹未延伸至基体,满足用户对镀层质量的要求。     

不同镀层重量的铝硅镀层加热时的镀层结构转变规律

采用扫描电镜和能谱分析仪研究了不同镀层重量的铝硅镀层热成形钢经不同温度和时间加热后的镀层结构转变规律。结果表明,不同重量的铝硅镀层在完全合金化后的镀层结构相同,由基体至表面依次为扩散层、Fe-Al层、Fe-Al-Si层和Fe-Al表面层;随着加热的进行,Fe-Al-Si层和扩散层逐渐增厚,Fe-Al-Si层中Si含量逐渐降低,厚镀层AS150未出现镀层层数减少的现象,薄镀层AS40、AS80出现镀层层数减少的情况。综合考虑铝硅镀层热成形钢加热后的镀层结构、性能变化和产品使用要求,对于1.4 mm厚22MnB5钢基板,薄镀层AS40、AS80的优选热处理工艺为900~930 ℃×3~6 min,厚镀层AS150的优选热处理工艺为900~930 ℃×4~6 min。     

钢板奥氏体化加热后Al-10wt%Si镀层的相及硬度变化

用FE-SEM及EDS对Al-10wt%Si镀层相构成进行了研究,并测量了镀层的显微硬度。结果表明,常规奥氏体化加热后,Al-10wt%Si镀层形成Fe-Al相和Fe-Al-Si相。随加热温度升高,镀层中的Si富集于基体/镀层界面、镀层表面和镀层中间;1050℃加热后镀层中无Si的富集,Kirkendall漏洞将镀层分为内外两层,外层为FeAl,内层为Fe3Al;镀层厚度随着加热温度的升高大幅增加;常规温度加热后镀层硬度较高,超高温1050℃加热后镀层硬度大幅降低。     

热氧化温度对磁控溅射CrTiAlN梯度镀层表面形貌与组织结构的影响

采用SEM和XRD法,分析了磁控溅射CrTiAliN梯度镀层的表面与断口形貌及其相组成随加热温度的变化规律。研究表明：CrTiAliN镀层在600℃之前物相和组织结构保持稳定,随后的升温过程中有相变行为,随着温度的升高,物相由以致密的非晶态物质为主,依次出现CrN、Cr2O3相和AlN等物相;相变的发生有利于镀层保持高温硬度和结合力。加热至900℃时,尽管在镀层表面观察到微区融化现象,但膜基结合紧密;加热至1100℃时镀层表面出现开裂并伴有剥落现象。从温度对镀层的氧化形貌及物相、组织转变机理分析,CrTiAlN梯度镀层在≤900℃时有良好的热稳定性。     

低碳钢表面热浸镀锌层的组织

利用传统的溶剂工艺在低碳钢表面热浸镀锌。采用X射线衍射仪和扫描电镜研究了低碳钢热浸镀锌层的显微组织及相组成。结果表明,热浸镀锌层的组织由基体向表面依次为Γ(Fe5Zn21)相、1δ(FeZn7)相、ζ(FeZn13)相和η(Zn)相;镀层最表层出现异常的Γ相,而1δ相合金层存在η相;与基体结合处的Γ相呈白亮的线状,靠近表面则呈齿状;镀层不同部位的块状1δ相的致密度不同,远离基体处比较疏松;棒状ζ相分散在η相中。     

预合金化温度对22MnB5锌基镀层组织和成分的影响

采用扫描电镜及附属EDS能谱仪研究了不同预合金化温度对热成形钢22MnB5锌基镀层形貌及组织成分的影响规律。结果表明,在相同的预合金化时间下,随着温度的升高,镀层组成由开始时的ζ相、δ相和Γ相逐渐转变为只有Γ相;镀层中的Fe含量逐渐增加,Zn含量逐渐减少,最终镀层中的Fe含量可达80%~90%,而Zn含量最高可达到25%以上;预合金化工艺为600℃保温10 min,奥氏体化工艺为900℃保温5 min时能得到质量较好的镀层;试样在奥氏体化之后,镀层表面为ZnO和Al_2O_3,镀层中的组织几乎全部为α-Fe(Zn),只在表层有极少的Г相。     

钢板连续热浸镀铝硅镀层的微观结构和冷成形性能

采用连续热浸镀工艺和成分为Al-10%Si(质量分数)的镀液在0.8 mm厚的冷轧低碳钢板上制备铝-硅涂层。检测了连续热浸镀铝硅镀层的形貌、元素分布、微观结构和相成分。研究了钢板浸入渡槽的温度(640～710℃)对镀层组织和冷成形时开裂倾向的影响,并分析了涂层开裂的原因。结果表明:钢板浸入渡槽的温度对热浸镀铝硅镀层的组织和冷成形过程中镀层开裂的倾向有显著影响;钢板冷成形时,铝-硅涂层的裂纹产生在粗大的富硅相处;浸入640℃渡槽的钢板涂层中粗大富硅相贯穿了铝-硅涂层,且随着钢板浸入渡槽的温度的提高,富硅相更为弥散和细小,这有利于提高镀层性能,减小镀层的开裂倾向。     

Al-Si镀层在热冲压成形中的形貌完整性变化

采用光学显微镜和SEM,观察了Al-Si镀层在热冲压成形过程中形貌完整性的变化,并结合EDS和XRD进行物相分析;采用Talyor Surf-120对奥氏体化前后的镀层板试样表面进行粗糙度测量。结果表明:奥氏体化前后,Al-Si镀层的完整性经历了显著变化,镀层内产生了裂纹和孔洞;裂纹密度随奥氏体化温度的升高和保温时间的延长而降低,孔洞的尺寸则随之增大;裂纹和孔洞的形成与镀层内部组织演变有关。同热浸镀试样相比,镀层板的表面粗糙度显著提高,但奥氏体化参数对粗糙度的影响并不明显。热弯曲实验表明变形区外侧的镀层在拉应力作用下开裂,裂纹垂直扩展到基体表面;变形区内侧的镀层在压应力作用下,出现层状开裂。     

钴磷合金镀层在热循环中组织和性能的变化

选用3Cr2W8V为基体材料,对其进行钴磷化学镀,研究了该镀层在680～20℃热循环试验中组织和性能的变化。结果表明,Co-P合金镀层经过一定的循环次数后析出Co2P及CoP2等磷化物;粗大的磷化物与镀层的相界面为热裂纹形成及优先扩展的区域;镀层的表面硬度随热循环次数的增多而下降;镀层的厚度影响材料的热疲劳寿命;镀层随热循环次数的增多而破坏加剧,最终与基体分离,使基体受损。     

Mn元素对热冲压钢镀锌层组织演变的影响

采用SEM和XRD对加热温度800 ℃、不同保温时间下镀锌热冲压成形钢的镀锌层表面形貌和截面组织进行了表征,利用EPMA、WDX、EDS与GDOES分析了Mn在元素相互扩散过程中对镀层组织演变的影响。结果表明,随保温时间从3 min延长至7 min,镀层表面形貌由“丘陵”演变为“火山口”后逐渐球化。镀层在保温5 min后形成的“火山口”形貌导致镀层厚度不均匀且波动幅度大。镀层物相随保温时间延长而发生变化,保温时间为3 min时,镀层的物相主要由Fe₄Zn₉和δ相组成;延长保温时间至5 min 时,镀层主要由Fe₄Zn₉和α-Fe(Zn)相组成,Mn富集在近基体侧的α-Fe(Zn)相上形成富锰亚层;当保温7 min时,Mn元素不断从基体扩散至镀层表面,导致Mn元素富集面积减小且富集区朝镀层表面方向移动。     

加热温度对Al-Si涂层热成形钢组织及性能的影响

利用粗糙度仪、扫描电镜、硬度计、辉光放电原子发射光谱仪等检测方法,研究分析了热冲压成形工艺过程中的加热温度对Al-Si涂层22MnB5热成形钢组织及性能的影响。结果表明,随着加热温度的升高,Fe沿垂直于表面方向由热成形钢基体向Al-Si涂层表面的迁移量逐渐增大,O沿垂直于表面方向由Al-Si涂层表面向热成形钢基体的迁移量逐渐增大,且迁移的最大深度约为2.80 μm。Fe沿垂直于表面方向由热成形钢基体向Al-Si涂层表面的迁移量直接决定了Fe-Al-Si相的形态、生成位置及界面结合层厚度。随着加热温度的升高,Al-Si涂层表面粗糙度R_a、峰值计数R_pc值先增大后减小;当加热温度为930 ℃时,涂层表面粗糙度R_a达到最大值1.89 μm,峰值计数R_pc值达到最大值218。随着加热温度的升高,Al-Si涂层总厚度从27.78 μm增加至40.46 μm,界面结合层厚度从1.08 μm增加至15.11 μm。当加热温度为930 ℃时,热成形钢基体的硬度达到最大值505 HV0.2。     

Fe-Zn相图不同相区温度合金化锌镀层生长过程模拟

目的 优化GA镀层的成形性能，建立GA镀层物相生长模型，调控镀层物相组成，得出最佳合金化镀层物相组成对应的工艺参数，以指导生产。方法 依据最新的Fe-Zn相图，构建镀层合金化模型，模拟镀层物相η、ζ、δ和Γ生长过程及物相沿镀层截面分布、镀层合金化过程Fe含量变化。结果 成功模拟了Fe-Zn相图不同相区物相的生长过程，模拟530 ℃以下温度物相转变为η→ζ→δ→Γ，530 ℃以上温度物相转变为η→δ→Γ。模拟得到最佳镀层物相组成对应的合金化工艺为，510 ℃保温9.7 s，540 ℃保温6.8 s。研究得到了合金化过程中镀层Fe含量的变化规律，在合金化前期，Fe含量增加的速率较快，随着合金化程度的提高，镀层中Fe含量的增加速率减慢。结论 建立的GA镀层物相生长模型可以模拟得到不同合金化温度下最佳的工艺参数，为合金化热处理生产GA镀层提供了工艺参考。     

合金化温度对高强IF钢GA板镀层组织及性能的影响

采用小脚掠射X射线衍射法、辉光放电光谱法、扫描电镜、60°弯曲试验及Tafel极化曲线测试法研究了不同合金化温度对工业生产条件下高强IF钢合金化热镀锌(GA)板镀层组织和性能的影响。结果表明,随合金化温度升高,镀层中Fe含量增加,Γ相层厚度增加,抗粉化性能降低,而耐腐蚀性能提高;合金化温度在500℃时,镀层表面以粒状δ相为主,同时还有部分柱状ζ相;合金化温度在550℃和570℃时,镀层表面由致密的粒状δ相组成;表面致密的δ相及Γ相层厚度的增加有利于镀层的耐腐蚀性能。     

带铝硅镀层硼钢板的热冲压成形性(英文)

采用Gleeble-3500获得了带Al-Si镀层硼钢板的流动行为,并与无镀层板进行比较;在光学显微镜下观察变形条件对表面镀层完整性的影响;在SEM下观察了带Al-Si镀层硼钢板试样的断口形貌。结果表明,带Al-Si镀层硼钢板的抗拉强度和伸长率在试验条件下均低于无镀层板的。热拉伸变形后,硼钢表面Al-Si镀层产生了大量的裂纹,其宽度和密度对变形温度和应变速率较敏感。镀层的开裂导致基体裸露并氧化,降低了镀层的粘附力。断口形貌观察显示镀层与基体具有较明显的成形性差异。可以通过奥氏体化调控Al-Si镀层中富铁韧性相的相转变来增强其成形性。     

MoSi2/Mo涂层热震过程中界面应力分布和裂纹扩展的有限元模拟

在氢气保护下将MoSi₂/Mo涂层加热至1000 ℃,再迅速冷却至室温进行热震循环,表征了材料在热震循环过程中裂纹的演变过程并评估了MoSi₂/Mo涂层的热冲击行为。采用Abaqus软件计算了MoSi₂/Mo涂层在热冲击过程中的应力分布,讨论了热震循环中裂纹的发展过程。结果表明：Mo基体与MoSi₂涂层之间存在较高的热冲击应力,这将导致裂纹的萌生和扩展。计算结果显示：在最初的10次热震循环中,涂层产生了垂直于界面的裂纹,在界面上没有出现裂纹,涂层与基体仍结合良好;在随后的热震循环中开始出现界面裂纹,界面裂纹开始于垂直裂纹的末端区域,当垂直裂纹与界面裂纹汇聚,会导致涂层剥离和涂层失效。