Nb对中锰TRIP钢临界退火过程中组织演变的影响

采用临界退火热处理工艺,利用场发射扫描电镜(FE-SEM)观察含铌和不含铌的两种热轧中锰TRIP钢在不同退火制度下的碳化物演变行为及铌对中锰TRIP钢微观组织、残留奥氏体体积分数与稳定性的影响。结果表明:试验钢经临界退火处理后获得超细晶铁素体与残留奥氏体复相组织。随着退火温度的提高,残留奥氏体体积分数出现先升高后降低的趋势;随着退火时间的延长,碳化物逐渐溶解,残留奥氏体体积分数逐渐增加,达到平衡后保持不变。Nb元素的加入可细化奥氏体晶粒,延缓碳化物溶解,推迟奥氏体转变,增加膜状奥氏体,提高奥氏体稳定性。     

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。     

临界退火温度对热轧7Mn钢组织和性能的影响

利用扫描电镜、透射电镜、背散射电镜及拉伸试验研究了临界退火温度对热轧7Mn钢(Fe-7%Mn-0.3%C-2%Al,质量分数)组织和力学性能的影响。结果表明:当退火温度低于700℃时,逆转变奥氏体含量随退火温度的升高而增加;退火温度高于700℃后奥氏体含量随之逐渐降低。奥氏体的稳定性随退火温度的升高单调下降。热轧7Mn钢的屈服强度随退火温度的升高逐渐降低,而抗拉强度则不断增加;均匀伸长率和总伸长率在720℃退火时达到最高,此时材料的强塑积达到最优,为61.8 GPa·%。断口显微组织表明,热轧7Mn钢在680~720℃退火后呈现韧性断裂,而在750℃退火后有沿晶断裂的倾向。     

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·%。     

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。     

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·%。     

退火对汽车用0.1C-7Mn-0.3Si中锰钢组织与力学性能的影响

对汽车用0.1C-7Mn-0.3Si中锰钢进行了580～670℃、保温8 h的退火处理试验。采用扫描电镜、XRD分析、拉伸试验等方法研究了不同温度退火对0.1C-7Mn-0.3Si中锰钢组织与力学性能的影响。结果表明:随着退火温度的升高,试验钢组织中奥氏体体积分数先升高后降低,610℃退火试验钢的奥氏体体积分数最高,达到16.2vol%。当退火温度达到670℃时,试验钢组织中奥氏体已基本转化为马氏体。随着退火温度的升高,试验钢的抗拉强度逐渐升高,屈服强度、伸长率先降低后升高。经过610℃×8 h退火的试验钢强塑积最佳,达到21.6 GPa·%,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为914.5 MPa、682.2 MPa和23.6%。     

ART退火后冷却方式对0.1C-7.2Mn钢加工硬化行为的影响

以0.1C-7.2Mn热轧和冷轧中锰钢为研究对象,采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、室温拉伸试验等手段,研究了奥氏体逆相变(ART)退火后不同冷却方式对中锰钢加工硬化行为的影响。结果表明,热轧试验钢ART退火后得到板条状铁素体-奥氏体组织,退火后空冷试样中有大量碳化物析出,而水冷抑制了碳化物析出。冷轧试验钢ART退火后得到了等轴状铁素体-奥氏体组织,退火后空冷试样表现为连续屈服,而水冷促进了组织的等轴化;热轧试样获得更高体积分数的残留奥氏体,获得了优异的力学性能;残留奥氏体体积分数越大,拉伸变形过程中发生的TRIP效应越持久,提供更高、更持续的加工硬化。     

退火温度对冷轧Fe20Mn0.3C钢组织及其拉伸变形行为的影响北大核心CSCD

采用扫描电镜、准原位电子背散射衍射(EBSD)、X射线衍射和室温拉伸实验,研究了冷轧Fe20Mn0.3C钢在700~1000℃范围内退火1 h后的微观组织及其拉伸变形行为。结果表明,随着退火温度升高材料的屈服强度逐渐降低,而抗拉强度及伸长率则先升高后降低,当退火温度为800℃时,抗拉强度和伸长率达到峰值。800℃退火试样形成了均匀细小且非常稳定的奥氏体晶粒组织,其拉伸变形机制主要为孪生诱导塑性(TWIP效应);当退火温度进一步升高,奥氏体晶粒长大,其稳定性降低,空冷及拉伸过程中均发生马氏体相变,形变机理由TWIP效应转为相变诱导塑性(TRIP效应)。准原位拉伸EBSD研究表明:在拉伸变形过程中,退火试样中的淬火ε马氏体一方面通过γ→ε形式的TRIP效应增厚,另一方面通过ε→α'形式的TRIP效应转变成α'马氏体,而裂纹容易在α'马氏体界面形核扩展,因此,淬火ε马氏体越多,材料的伸长率越低。     

退火温度对冷轧Fe20Mn0.3C钢组织及其拉伸变形行为的影响

采用扫描电镜、准原位电子背散射衍射(EBSD)、X射线衍射和室温拉伸实验,研究了冷轧Fe20Mn0.3C钢在700~1000℃范围内退火1 h后的微观组织及其拉伸变形行为。结果表明,随着退火温度升高材料的屈服强度逐渐降低,而抗拉强度及伸长率则先升高后降低,当退火温度为800℃时,抗拉强度和伸长率达到峰值。800℃退火试样形成了均匀细小且非常稳定的奥氏体晶粒组织,其拉伸变形机制主要为孪生诱导塑性(TWIP效应);当退火温度进一步升高,奥氏体晶粒长大,其稳定性降低,空冷及拉伸过程中均发生马氏体相变,形变机理由TWIP效应转为相变诱导塑性(TRIP效应)。准原位拉伸EBSD研究表明:在拉伸变形过程中,退火试样中的淬火ε马氏体一方面通过γ→ε形式的TRIP效应增厚,另一方面通过ε→α'形式的TRIP效应转变成α'马氏体,而裂纹容易在α'马氏体界面形核扩展,因此,淬火ε马氏体越多,材料的伸长率越低。     

变形条件对Mn-Cr齿轮钢连续冷却相变的影响

使用Gleeble 1500热模拟实验机研究了Mn—Cr齿轮钢在奥氏体再结晶区不同温度变形后的连续冷却相变行为及相变组织．实验结果表明,变形温度降低,促进了多边形铁索体及珠光体相变,获得多边形铁索体加珠光体混合组织的临界冷速增大．贝氏体与针状铁索体之间存在相互竞争机制,随着变形温度及冷速的降低,大量的晶界仿晶型铁索体占据了奥氏体晶界,中温相变产物由贝氏体向针状铁索体转变．降低变形温度,奥氏体在中温相变区稳定性增加,相变结束温度下降,室温组织中马氏体／奥氏体岛的数量增多．     

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。     

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·%。     

DSC法研究轧制工艺对奥氏体逆相变激活能的影响

采用差示扫描量热法(DSC)热分析设备进行了奥氏体相变激活能的研究,通过测定10Mn5试验钢冷轧和温轧两种状态下的热流-温度曲线计算了逆相变激活能和相变激活能。绘制了相变体积分数与温度之间的关系曲线。结果表明,钢温轧态奥氏体逆相变激活能(788.5 k J/mol)小于冷轧态奥氏体逆相变的激活能(1030 k J/mol);温轧态奥氏体逆相变能量门槛低,转变较容易。当相变体积分数大于50%后,冷轧和温轧的奥氏体相变激活能的变化趋势是随着奥氏体体积分数的增加而逐渐减小。     

中锰TRIP钢两相区温轧退火碳化物演变行为

采用CR+WR+IA(冷轧+温轧+退火)热处理工艺,研究了两相区退火过程中碳化物演变行为及其对0.1C-5Mn钢组织、性能、残留奥氏体体积分数与稳定性的影响。结果表明:冷轧试验钢经温轧退火处理后,获得了超细晶铁素体与残留奥氏体复相组织,其中退火10 min与30 min试样基体上弥散少量碳化物。伴随碳化物的析出与溶解行为,残留奥氏体体积分数出现先降低后升高的趋势;在退火10 min与60 min组织中,受碳化物与新生奥氏体钉扎作用,使得铁素体以小角度取向差为主,而残留奥氏体以大角度取向差为主;高密度位错、TRIP效应、细晶强化以及析出强化为试验钢提供良好的强塑性。     

0.2C-5Mn-1.5Al中锰TRIP钢的显微组织及力学性能

利用相变热力学模拟计算,扫描电镜(SEM),X射线衍射仪(XRD),拉伸试验机等设备系统研究了不同退火工艺下0.2C-5Mn-1.5Al中锰TRIP钢的相变特点及组织性能,通过与不添加Al的0.2C-5Mn中锰TRIP钢进行比较,研究了Al对相变规律及工艺与组织性能的影响规律。结果表明:Al添加提高并扩大了临界区温度范围,使得中锰钢可以选择更高的临界退火温度,这有助于加快奥氏体逆相变过程,缩短退火时间;同时Al的添加促进了C,Mn元素的聚集,有效提高了残留奥氏体含量,增强了变形过程中的TRIP效应;随着退火温度的升高,0.2C-5Mn-1.5Al钢的奥氏体含量及伸长率均表现为先增加后减少的趋势,而屈服强度略微下降,拉伸强度持续增加,在760 ℃退火3 min时获得最佳的力学性能:伸长率为32%,强塑积为35 GPa·%,Al的添加有效提高了0.2C-5Mn中锰TRIP钢的综合力学性能。     

奥氏体化条件对高强度贝氏体钢相变动力学的影响

以低碳Si-Mn-Nb贝氏体钢为研究对象,利用相变仪进行贝氏体区等温实验。通过对热膨胀曲线的分析,获得了贝氏体相变动力学曲线;分析了奥氏体化条件对贝氏体相变动力学的影响;分析了奥氏体化条件及贝氏体区等温温度对贝氏体组织形态的影响。结果表明:随着奥氏体晶粒尺寸的细化,贝氏体相变动力学进程减缓,且相同等温温度下对应的贝氏体体积分数降低;随着贝氏体区等温温度的升高,贝氏体板条宽度增加,马氏体/奥氏体混合组织体积分数提高。     

退火温度对中锰Q&P钢组织性能的影响

采用连续退火模拟机CCT-AY-Ⅱ对中锰QP钢(0.2C-5Mn-1.5Si中锰钢,锰含量4.92%)进行热处理实验,利用SEM、EBSD、拉伸试验以及X射线衍射法研究了不同退火温度对中锰QP钢的组织和力学性能、残留奥氏体含量的影响。结果表明,随退火温度的升高,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高后降低,在660℃奥氏体化QP处理后力学性能最佳,抗拉强度为1040 MPa,断后伸长率为33.7%,强塑积达35.9 GPa·%;残留奥氏体体积分数随着退火温度的升高逐渐增多,最高达25%;试验钢对两相区奥氏体化温度非常敏感,稍高或稍低的退火温度都会导致强塑积的急剧下降,而在650~670℃之间退火时强塑积可达30.0 GPa·%以上。     

两相区退火温度对TRIP590钢组织和性能的影响

采用热模拟试验研究了两相区退火温度对TRIP590钢组织和性能的影响.结果表明:随着两相区退火温度的升高,铁素体体积分数先减少后增加,铁素体平均晶粒尺寸在整个实验温度范围内随着退火温度的升高一直减小;780～860℃范围退火时,残留奥氏体量和残留奥氏体富碳量都在820℃附近出现一个低谷,温度低于或高于820℃,残留奥氏体含量和残留奥氏体富碳量都增加,860℃退火时,残奥量和富碳量都最大;两相区退火温度的变化对抗拉强度基本影响不大,屈服强度随退火温度的变化略有增加,伸长率在820℃出现一个低谷,退火温度低于820℃时,伸长率随退火温度升高而降低,退火温度高于820℃时,伸长率随温度升高而升高,860℃退火时,伸长率达到最大值23％.     

退火温度对冷轧8Mn钢低温热成形后组织和性能的影响

采用冷轧8Mn钢为试验材料,利用光学显微镜、扫描电镜、电子拉力万能试验机等,结合EBSD和XRD分析技术研究了不同退火温度对低温热成形前后试验钢组织和性能的影响。结果表明,热成形前,试验钢中的奥氏体含量随着退火温度的升高而降低。低温热成形后试验钢的显微组织为马氏体、铁素体和残留奥氏体。不同温度退火并热成形后试验钢的抗拉强度均为1400 MPa左右,屈服强度为900 MPa左右,伸长率为10%左右。退火温度对8Mn钢低温热成形后力学性能影响较小。