两相区退火时间对冷轧中锰钢组织和力学性能的影响

研究了650℃下退火时间对冷轧Fe-0.14C-5Mn钢的组织结构和力学性能的影响规律,利用SEM进行了组织结构表征,采用XRD法测量了残留奥氏体量,通过拉伸试验机测试了钢的单轴拉伸性能。结果表明,退火过程中发生奥氏体逆转变,退火1min以后即形成20%以上的亚稳奥氏体;随退火时间的延长,抗拉强度（Rm）逐渐升高,屈服强度逐渐降低;断后伸长率（A）和强塑积（Rm×A）先升高而后降低,在650℃退火10 min时塑性（46%）和强塑积（46 GPa%）获得最大值。分析认为高含量亚稳奥氏体相的TRIP效应以及超细的晶粒尺寸是获得超高强度、超高塑性及高的强塑积的主要原因。     

临界退火工艺对冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响

采用扫描电镜、透射电镜和拉伸试验等研究了临界退火工艺对Fe-10.2Mn-0.48C-2.2Al-0.7Si-0.75V的冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响.通过热力学计算确定最佳的退火温度,以便获得最佳的力学性能.结果表明:临界退火后实验钢获得了板条状和等轴状奥氏体晶粒,同时铁素体中存在高密度位错.奥氏体的体积分数受...     

碳含量对冷轧中锰钢双相区退火组织和力学性能的影响

研究了含碳量为0.1%～0.4%的冷轧态中锰钢经650℃退火后微观组织和单轴拉伸性能的变化规律。利用SEM进行了组织形貌表征,采用XRD法测量了残余奥氏体量,通过拉伸试验机测试了钢的单轴拉伸性能。结果表明,冷轧态实验钢在退火过程中都发生奥氏体逆相变,获得具有一定量亚稳奥氏体的超细晶组织;随实验钢碳含量从0.1%增加到0.2%时,钢的抗拉强度(Rm)变化不大(约1000 MPa),而断后伸长率(A)从27%升高到43%时,强塑积(Rm×A)从28 GPa%提高到45 GPa%,而碳含量为0.4%时,钢的强度明显提高(约1200 MPa),但塑性却下降。分析认为,冷轧中锰钢中的碳有利于逆转变奥氏体的形成及稳定,但碳含量过高会形成大量碳锰化合物,不利于奥氏体的形成,从而降低塑性。亚稳奥氏体相的TRIP效应以及超细的晶粒尺寸是获得超高强度、高塑性及高强塑积的主要原因。     

临界区退火时间对冷轧中锰钢组织和力学性能的影响

利用拉伸试验机、扫描电镜和X射线衍射仪研究了临界区退火时间对0.21C-4.1Mn-1.85Si-0.05Nb-Fe冷轧中锰钢组织性能的影响。结果表明,随退火时间增加,铁素体比例降低,残留奥氏体含量先增加后降低,马氏体尺寸不断增加,试验钢的屈服强度先升高后逐渐降低,抗拉强度先降低后升高,伸长率和强塑积先增加后逐渐降低。退火10 min,工程应力-工程应变曲线表现为连续屈服,但加工硬化能力不足导致塑性最差。增加退火时间,工程应力-工程应变曲线出现屈服平台,但较大应变范围内不断出现的TRIP效应使得试验钢保持了持续的加工硬化能力,塑性提升。690℃退火60 min,试验钢的综合力学性能最佳,抗拉强度为1036.9 MPa,伸长率25.6%,强塑积可达26.5 GPa·%。     

冷轧中锰钢的再结晶调控及其对力学性能的影响

为探究铁素体再结晶对冷轧中锰钢微观组织与力学性能的影响规律,以0.15C-5Mn (质量分数,%)冷轧中锰钢为研究对象,采用两步临界区退火的热处理方法,利用SEM、TEM和EBSD等表征手段和力学性能测试方法,研究了铁素体再结晶调控对冷轧中锰钢多样化残余奥氏体形成及其力学性能的影响。结果表明,通过在不同温度预先调控冷轧中锰钢中的铁素体再结晶,可获得由不同比例的等轴状再结晶铁素体和马氏体组成的双相细晶组织。经常规退火处理后,在终态组织中形成了不同体积分数的超细晶再结晶铁素体和呈等轴状/板条状形貌的多样化细晶残余奥氏体,使中锰钢在拉伸变形过程中表现出多样化的TRIP效应,在提升冷轧中锰钢强塑性能的同时,其Lüders变形也获得改善。     

Fe-8Mn-xAl-0.2C冷轧中锰钢的组织与性能

利用场发射扫描电镜、电子背散射衍射技术、X射线衍射仪及电子万能试验机等对Fe-8Mn-xAl-0.2C(x=0, 3)冷轧中锰钢的微观组织与性能进行了研究。结果表明,Al的添加使奥氏体化温度明显升高。经高温临界区退火后得到了等轴的奥氏体与铁素体双相组织。添加Al提高了奥氏体的稳定性,影响了试验钢变形过程中的应变硬化行为,材料塑性得到改善。Fe-8Mn-0.2C冷轧试验钢在625℃退火获得了最优综合力学性能,抗拉强度为1220 MPa,伸长率为44%,强塑积为54 GPa·%;Fe-8Mn-3Al-0.2C冷轧试验钢在710℃退火获得了最优综合力学性能,抗拉强度为970 MPa,伸长率为58%,强塑积为56 GPa·%。此外,Al的添加扩大了试验钢获得优异力学性能的退火温度范围。     

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·%。     

两相区温度对中锰钢IQ&P处理后组织和力学性能的影响

利用SEM和室温拉伸试验,研究了两相区温度对IQ&P处理0.1C-7Mn钢组织和力学性能的影响。结果表明,随两相区温度升高,试样的力学性能先升高后降低,两相区温度为660 ℃时,试样的力学性能最优,得到最高强塑积21.2 GPa·%。在较高和较低的两相区温度下进行IQ&P处理时,残留奥氏体由于稳定性过高均不会发生马氏体相变。除此之外,两相区温度为660 ℃时,试样的拉伸曲线存在明显的屈服平台,温度升高后,屈服平台消失。     

不同轧制工艺中锰钢I&Q&P处理后的组织和力学性能

对0.1C-7.2Mn中锰钢热轧板,分别进行压下率40％的热轧、双相区温轧和冷轧加工,得到室温组织不同的热轧、温轧及冷轧原始试样,然后对不同轧制原始试样进行相同的I&Q&P热处理.采用扫描电镜(SEM)对观察了原始试样和热处理试样的室温组织,采用室温拉伸实验对热处理试样的力学性能进行了对比.结果显示,温轧I&Q&P试样...     

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。     

回火温度对含δ铁素体高铝中锰钢力学性能和显微组织的影响

研究了回火温度对含15％δ铁素体(体积分数)的热轧高铝中锰钢显微组织和力学性能的影响.结果 表明,钢中长300μm的δ铁素体经热轧再结晶可被细化分割至大量长3μm左右竹节状晶粒,且在回火温度高达700℃时尺寸不变.400～500℃回火后,马氏体基体依然维持较高的位错密度且析出细小渗碳体和纳米级VC粒子,屈服强度最高;同...     

逆相变退火时间对5%Mn冷轧中锰钢显微组织和力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪研究5%Mn冷轧中锰钢逆相变退火时间对显微组织和力学性能的影响。结果表明,冷轧中锰钢经930℃淬火20 min、675℃逆相变退火5～40 min后的组织为马氏体、超细晶铁素体和不同体积分数奥氏体。保温5 min时,组织延续淬火态的板条马氏体,奥氏体体积分数只有8.5%;随着保温时间延长至10、20、30 min,奥氏体体积分数分别增加至10.56%、19.7%、22.34%,但保温时间继续延长至40 min时,奥氏体体积分数降低至20.53%。随着保温时间的增加,抗拉强度持续增加,断后伸长率、强塑积均先升高后降低,强塑积在30 min时达到最大值,此时综合力学性能最好。     

两相区形变对中锰钢逆相奥氏体稳定性及其断裂性能的影响

采用D-ART(两相区形变-奥氏体逆相变)退火热处理工艺,研究不同两相区压缩量对试验钢组织演变、残留奥氏体含量与断裂性能的影响规律。结果表明:试验钢经两相区压缩退火后,获得铁素体、奥氏体与马氏体等多相组织,随压缩量由零增加到15%,残留奥氏体含量由15. 3%增加到23. 4%,其稳定性逐渐增强,C元素配分行为明显;对比未变形退火试样性能,压缩10%和15%的退火试样断后伸长率显著提高,分别达到35. 8%、42. 0%,强塑积最大值可达到35 490 MPa·%;压缩退火试样断口韧窝均匀,断裂性能得到有效改善。     

高强韧中锰钢研究现状及发展趋势

汽车轻量化的迫切需求使得具有优异性能和较低成本的汽车先进高强钢之一——中锰钢成为了研究热点。针对中锰钢的相关研究成果,分别从热处理工艺、残留奥氏体稳定性和强塑性机制3个方面进行了详细汇总。包括最新的热处理工艺,合金元素、相尺寸及形貌、取向和基体组织等对残留奥氏体稳定性的影响,层错能与变形强化机制等。最后,展望了中锰钢工业化应用的研究和发展方向。     

退火时间对超细晶中锰TRIP钢组织性能的影响

采用CCT-AY-Ⅱ型钢板连续退火机模拟分析了退火时间对中锰TRIP钢0.1C-6Mn组织性能的影响规律。采用SEM、EBSD等微观方法观察不同工艺下制备的中锰TRIP的微观组织,利用XRD法测量了残留奥氏体量,实验测量了其力学性能。结果表明,650℃退火1 min时伸长率就达到了18%,抗拉强度1260 MPa,强塑积23 GPa%。通过EBSD证明试验钢退火马氏体只发生了回复,没有发生再结晶,且获得了超细晶组织。通过对保温3 min试验钢残留奥氏体研究,试验钢高的伸长率是由TRIP效应和组织的超细晶共同提供的。     

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。     

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·%。     

临界退火冷却方式对含铌中锰钢奥氏体稳定性和力学性能的影响

针对含铌中锰钢进行了不同退火温度(700、750和800 ℃)和不同冷却方式(空冷、水冷)下的临界退火试验。结果表明,随着临界退火温度的升高,强塑积和残留奥氏体含量呈现先升高再降低的趋势。在750 ℃临界退火水冷后,试验钢的力学性能最佳,屈服强度达到750 MPa,抗拉强度为1820 MPa,断后伸长率为13.9%。随着临界退火温度升高,试验钢中渗碳体逐渐溶解,基体中C和Mn含量增多,在保温过程中配分进入奥氏体的C和Mn含量增多,导致奥氏体更稳定,残留奥氏体含量增多。当临界退火温度进一步升高,保温时奥氏体含量的增多导致配分进入奥氏体的C和Mn浓度降低,导致奥氏体稳定性降低,在冷却过程中形成大量马氏体。马氏体的增多和大尺寸团簇状(Nb,Mo)C的析出导致800 ℃临界退火后试验钢的高强度和低塑性。在相同临界退火温度下,水冷和空冷后试验钢的相组成相同。在800 ℃临界退火时,两种冷却方式对残留奥氏体含量和力学性能引起的差异最为明显,这与空冷过程中C和Mn向奥氏体配分更充分有关。     

临界区退火温度对中锰钢组织性能和变形行为的影响

利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和拉伸试验机研究了临界区不同退火温度对Fe-0.21C-4.1Mn-1.85Si-0.05Nb冷轧中锰钢组织性能和变形行为的影响.结果 表明:随着退火温度的升高,试验钢中铁素体含量逐渐降低,马氏体含量增加且尺寸增大,残留奥氏体的含量先升高后降低;随着退火温度的升高,试验钢的抗...     

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。