中锰钢逆相变退火组织的演变及锰的配分行为

采用 SEM、TEM、STEM、XRD、EBSD 等实验分析方法对中锰钢(0.2C5Mn)在奥氏体逆相变不同时间退火过程中的微观组织演变进行了分析.结果表明：中锰钢在650℃短时间逆相变退火时析出大量 M3 C 型碳化物,随着退火时间的延长,逆相变奥氏体形成长大,获得马氏体、奥氏体双相片层状组织.马氏体与逆相变奥氏体晶粒取向服从 K-S 关系,且两相板条平均宽度在0.5μm 左右.退火过程中锰元素出现由淬火组织平均分布逐渐向逆相变奥氏体富集的配分行为,长时间退火后形成体积分数为30％的逆相变奥氏体,抗拉强度为960 MPa,屈服强度为500 MPa,总伸长率为40％,强塑积高达38.4 GPa??％.     

两相区退火处理含铝中锰钢的组织和力学性能

 为了研究两相区退火处理对冷轧含铝中锰钢(0.2C-0.6Si-5Mn-1.2Al)(质量分数,%)微观组织和力学性能的影响规律,利用SEM、XRD及单轴拉伸等试验方法表征了不同工艺状态后的微观组织及测试了拉伸性能。结果表明,冷轧试验钢在退火过程中组织发生奥氏体逆转变,在退火温度为670 ℃、退火时间为10 min时可获得较佳的力学性能,即抗拉强度达到1 276 MPa,总伸长率达到51.8%,强塑积高达66.1 GPa·%。随着退火温度升高,残余奥氏体组织逐渐粗化且向马氏体组织转变,机械稳定性逐渐降低。残余奥氏体机械稳定性主要受残余奥氏体中碳质量分数及其晶粒尺寸的影响,而残余奥氏体中锰质量分数对其影响较小。     

不同轧制及退火处理0.1C-5Mn中锰钢的氢脆敏感性

 尽管中锰钢的强塑性等力学性能得到了较大幅度提升,但要大规模地应用于汽车部件制造,仍需解决材料在制造和服役过程中面临的氢脆等系列难题,在此背景下,利用电化学充氢、氢热分析仪、慢应变速率拉伸试验机及扫描电镜等研究了两种不同状态(热轧和温轧)0.1C 5Mn中锰钢在650 ℃保温30 min(两相区退火处理)后的氢脆敏感性。结果表明,热轧和温轧退火样的微观组织分别为板条状及等轴+板条状的铁素体与奥氏体的复相组织。尽管温轧退火样的强度比热轧退火样提高了约150 MPa,伸长率降低了约5%,但两者的强塑积均可达到约33 GPa·%。两种试验材料充氢时吸附的氢绝大部分为对应低温逸出峰的可扩散性氢,温轧退火试验材料的氢脆敏感性低于热轧退火钢。充氢热轧退火样断口起裂处的断裂机制为穿晶断裂+沿原奥氏体晶界的脆性沿晶断裂;温轧退火样的起裂处则为空心韧窝+包括奥氏体(变形后转变为马氏体)晶粒的实心韧窝,后者实际上为沿着奥氏体和铁素体界面起裂的一种脆性沿晶断裂。造成两种试验材料氢脆敏感性不同的原因主要是其微观组织及其所引起的氢致断裂方式的差异。     

退火温度对冷轧中锰钢力学性能的影响

在不同温度下对冷轧中锰钢(Fe-0.1C-5Mn)进行退火试验,研究了其力学性能的变化,通过单轴拉伸试验获得了不同热处理条件下的力学性能。研究结果表明:退火温度从550℃升高至800℃,冷轧中锰钢的抗拉强度和屈服强度先降低后升高;断后伸长率和均匀伸长率以及强塑积则先升高后降低,在650℃时达到最大值。在650℃退火后产生较多的逆转变奥氏体,在形变过程中产生持续TRIP效应,冷轧中锰钢获得了较高的强度以及良好的塑性,强塑积可以达到31 GPa%。     

临界退火温度对中锰TRIP钢组织和性能的影响

采用淬火热膨胀仪、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验机对0.2C-5Mn TRIP钢临界区相变行为、微观组织及力学性能进行了研究,并运用Factsage软件对0.2C-5Mn TRIP钢在临界区的相变热力学进行了计算,在此基础上讨论了临界区相变过程的特点。研究结果表明,临界区逆转奥氏体含量随着临界退火温度的升高而逐渐增加,逆转奥氏体中碳含量先增加后减少,Mn含量逐渐下降,逆转奥氏体热稳定性也逐渐下降。当临界退火温度为700℃时,在冷却过程中发生明显的马氏体相变;随着临界退火温度增加,渗碳体逐渐溶解,但由于相变时间较短,渗碳体无法完全溶解;当临界退火温度为600~675℃时,临界退火后的微观组织由铁素体、渗碳体和残余奥氏体构成。当临界退火温度为700℃时,临界退火后的组织由铁素体、残余奥氏体、马氏体以及少量未溶解的渗碳体构成;随着临界退火温度的升高,实验钢的工程应力-应变曲线变化显著,在675℃退火3min后获得最佳的力学性能,抗拉强度为1 138MPa,断后伸长率为23%。     

临界退火中锰钢的组织性能和变形行为

 为了研究临界退火中锰钢的微观组织演变规律以及组织对力学性能和变形行为的影响,对冷轧中锰钢(0.1C-7Mn-0.35Si)在570～650 ℃范围内进行了临界退火处理。研究结果表明,随着退火温度升高,双相“奥氏体+铁素体”组织逐步趋于等轴化且晶粒有粗化的趋势,并且在650 ℃时出现了马氏体组织;试验钢的抗拉强度随温度升高而增加,而伸长率和屈服强度均呈下降趋势,局部不均匀变形带随着退火温度升高逐步弱化,在620和650 ℃时完全消失;在相对较高的退火温度下,粗化的等轴奥氏体晶粒中形变诱导马氏体相变的增强和大尺寸的铁素体晶粒中动态回复的减弱,以及更高温度时马氏体的引入等,均改善了屈服阶段的加工硬化能力,从而有效减弱或抑制吕德斯带的扩展。     

冷轧中锰钢的成形性能

 研究了两相区退火时间对中锰钢(0.1C-5Mn)的微观组织结构、力学性能及扩孔性能的影响。利用扫描电镜(SEM)和背散射电子成像技术(EBSD)对退火过程中微观组织结构的演化进行了表征;通过拉伸和扩孔试验测定了不同退火状态下中锰钢的强度、塑性和扩孔率。研究表明,中锰钢在650℃下逆转变退火获得了含有大量奥氏体相的基体为超细晶组织的奥氏体、铁素体双相钢组织,强塑积（Rm·A）达到30GPa·%以上;奥氏体体积分数随退火时间的延长而逐步增加,但过多亚稳奥氏体对钢的综合成形性能不利。     

冷轧中锰钢退火过程中硬度及组织的演化

 利用EBSD技术研究了冷轧中锰钢在退火过程中的组织演化规律,从而揭示了其硬度变化的原因。研究结果表明:冷轧中锰钢在650℃退火,获得了0.3~0.6μm等轴状奥氏体和铁素体的超细晶组织,且随着退火时间的延长组织结构没有发生明显粗化;在550~650℃退火,随着温度的升高,奥氏体含量不断增加;在700℃退火时,奥氏体稳定性降低,出炉空冷过程中发生了马氏体转变,硬度升高;逆转变奥氏体相的稳定性主要受其碳含量控制,碳含量越高越容易获得大量稳定的逆转变奥氏体。     

退火温度对热轧0.14C-5Mn钢组织和力学性能的影响

0.14C-5Mn钢(/%:0.14C、5.0Mn、0.008P、0.002S、0.0030N)由50 kg真空感应炉冶炼,轧成4 mm板材(终轧温度1000℃,空冷)用扫描电子显微镜,X射线衍射法和单轴拉伸试验研究了0.14C-5Mn钢热轧4 mm板550～650℃6 h退火后的组织和力学性能。结果表明,热轧0.14C-5Mn钢退火过程中产生了奥氏体(发生相变诱发塑性-TRIP效应),随退火温度的升高,奥氏体体积分数逐渐增加,钢的伸长率和强塑积(抗拉强度与断后伸长率的乘积)明显增加,650℃6 h退火时奥氏体体积分数达30.11%,该钢的抗拉强度为945 MPa,强塑积为37.3 GPa%     

深冷对逆相变处理中锰钢组织性能的影响

为了研究原始组织状态对逆相变退火中锰钢微观组织和力学性能的影响,对淬火处理的中锰钢再进行-74℃深冷处理,采用SEM、EBSD、XRD等手段评价了逆相变退火处理后的微观组织,用单轴拉伸和冲击试验评价力学性能。研究结果表明:淬火态中锰钢的组织由马氏体和体积分数约为33%的残余奥氏体组成,深冷处理后得到残余奥氏体体积分数小于15%的细小马氏体组织;相对于淬火+逆相变处理的样品,深冷+逆相变样品奥氏体体积分数从31%提高到49%,具有更高的奥氏体稳定性使屈服强度从650 MPa提高到852 MPa,断后伸长率从22%提高到37%。     

退火温度对超细晶中锰TRIP钢组织性能的影响

为研究连续退火工艺生产中锰TRIP钢汽车板的可行性,在钢板连续退火模拟机CCT-AY-域上研究了590~710℃不同退火温度下保温3 min对低碳中锰钢组织性能的影响.利用扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射和X射线能谱分析等微观分析方法对实验钢进行了组织结构和成分表征,利用X射线衍射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:保温3 min时,随着保温温度的升高,残奥含量先增加后减少.在650℃退火时断后伸长率（21.3%）和强塑积（28 GPa·%）获得最大值,抗拉强度达到1330 MPa.马氏体基体通过回复,而残余奥氏体通过孪晶,获得超细晶组织.亚稳奥氏体的TRIP效应和超细晶铁素体（马氏体）共同提供了实验钢高的塑性.实验钢真实应力-应变曲线上呈现锯齿状现象,且稳定阶段加工硬化指数远高于传统TRIP钢.      

超细晶钒微合金化双相钢性能

研究了钒微合金化对高强双相钢微观组织及性能的影响。与Fe-0.186C-1.5Mn-0.3Si-0.008N参照钢相比,加入0.14%V带来如下效果:(1)在冷轧及退火状态铁素体晶粒高度细化;(2)严重推迟在连续退火过程中铁素体向奥氏体转变的初始动力学;(3)慢冷条件下铁素体开始转变温度稍微提高,但珠光体和贝氏体转变被抑制,导致淬透性提高;(4)在临界退火温度≤740℃时观察到未溶渗碳体;(5)750℃/180 s退火后铁素体相中发现大量V(C,N)析出(平均直径7.4 nm),而马氏体(奥氏体)中析出物稀少,尺寸更大(平均直径13.4 nm);(6)不含钒参照钢抗拉强度随马氏体体积分数增量为~16 MPa/%,而含钒钢由于晶粒细化和铁素体选择强化,强度随马氏体含量变化增量相当低(~4 MPa/%),在马氏体体积分数45%变软。     

基于镀锌的Q/P工艺对钢组织与性能的影响

基于热镀锌的工艺特点制定Q/P热处理工艺,研究了奥氏体化温度及配分时间对组织和性能的影响。结果表明,随奥氏体化温度从800升至900℃,Q/P处理后组织中铁素体量减少,马氏体和残余奥氏体量增加,钢的屈服强度、抗拉强度均升高,伸长率降低,900℃奥氏体化时钢的强塑积最高。在460℃配分10、30、60s时,随着配分时间延长,组织中马氏体发生回火且发生大量贝氏体转变,造成Q/P处理后残余奥氏体量减少,使钢的抗拉强度、伸长率和强塑积均下降。     

碳化物演变对冷轧ART 0.1C-7Mn钢Lüders行为影响

采用SEM、XRD、力学性能测试等实验分析方法对冷轧中锰钢(0.1C-7Mn)在奥氏体逆相变不同温度退火过程中碳化物演变对Lüders应变的影响进行了分析。结果表明:随着退火温度的升高,碳化物先析出后溶解,在640℃退火时碳化物全部溶解,逆转变奥氏体的稳定性适中,强塑积最高为25 GPa·%。退火温度偏低导致奥氏体稳定性过高,同时碳化物会抑制位错运动,使得屈服点延伸较为明显;退火温度适中则高密度位错开始回复,变形时能持续地产生TRIP效应硬化基体,提高材料的综合性能;退火温度偏高时,碳化物的溶解导致位错对消重排,Lüders应变消失,奥氏体稳定性降低,应变诱导马氏体快速形成,导致中锰钢抗拉强度较高但均匀伸长率降低。     

逆相变退火对连铸坯组织和力学性能的影响

 研究了逆相变退火温度对0.1C5Mn钢连铸坯的组织结构和力学性能的影响规律,采用SEM进行组织结构的表征,利用XRD技术分析连铸坯退火后奥氏体含量,并测试了退火试样的力学拉伸性能。试验结果表明,连铸坯退火过程中发生奥氏体逆转变且在较低退火温度下有少量碳化物析出,随着退火温度升高,奥氏体含量先增加后减少,析出物逐渐溶解消失。提高退火温度可以显著提高试验钢的抗拉强度但却降低它的屈服强度,另外随退火温度升高,断后伸长率和强塑积先增高后降低。在625~650℃退火,可以获得20%~25%的伸长率。研究结果说明利用逆转变退火可以大幅度提高中锰钢铸坯的力学性能。     

碳化物演变对冷轧ART 0-1C-7Mn钢Lüders行为影响

摘要：采用SEM、XRD、力学性能测试等实验分析方法对冷轧中锰钢（0.1C-7Mn）在奥氏体逆相变不同温度退火过程中碳化物演变对Lüders应变的影响进行了分析。结果表明：随着退火温度的升高,碳化物先析出后溶解,在640℃退火时碳化物全部溶解,逆转变奥氏体的稳定性适中,强塑积最高为25GPa·%。退火温度偏低导致奥氏体稳定性过高,同时碳化物会抑制位错运动,使得屈服点延伸较为明显;退火温度适中则高密度位错开始回复,变形时能持续地产生TRIP效应硬化基体,提高材料的综合性能;退火温度偏高时,碳化物的溶解导致位错对消重排,Lüders应变消失,奥氏体稳定性降低,应变诱导马氏体快速形成,导致中锰钢抗拉强度较高但均匀伸长率降低。     

深冷对逆相变处理中锰钢组织性能的影响

为了研究原始组织状态对逆相变退火中锰钢微观组织和力学性能的影响,对淬火处理的中锰钢再进行-74℃深冷处理,采用SEM、EBSD、XRD等手段评价了逆相变退火处理后的微观组织,用单轴拉伸和冲击试验评价力学性能.研究结果表明:淬火态中锰钢的组织由马氏体和体积分数约为33％的残余奥氏体组成,深冷处理后得到残余奥氏体体积分数小...     

加热工艺对中锰钢残余奥氏体含量的影响

 研究了不同加热方式对0.2%C-5%Mn钢650℃临界退火后残余奥氏体含量的影响。采用透射电镜TEM、电子背散射EBSD等技术研究了碳化物析出和组织形貌,利用XRD技术测定了残余奥氏体体积分数。结果表明：较低温度下等温一段时间后加热到650℃,或直接快速加热到650℃进行临界退火,可获得较多残余奥氏体。因为快速加热既能抑制升温过程中组织的回复和再结晶,也能抑制粗大渗碳体颗粒的析出;在较低温度等温处理时可析出细小弥散的碳化物并在临界退火时迅速固溶,这些细小弥散的碳化物作为形核核心加速了奥氏体相变。     

逆相变退火处理Fe-Mn-C中锰钢的组织与性能

 为了研究奥氏体逆相变(austenite reverse transformation,ART)退火处理对Fe-Mn-C中锰钢的组织与性能的影响,以ART退火处理1、10和360 min后Fe-5Mn-0.2C中锰钢为基础,利用XRD、SEM等手段对其显微组织进行表征,通过WE-300型拉伸试验机和ML-10型销盘式磨料磨损试验机对其拉伸性能和耐磨性进行测试。结果表明,ART退火过程中,残余奥氏体在原奥氏体板条之间形核并长大,原始马氏体组织逐渐转变为铁素体-奥氏体板条交替分布的复合组织。随着ART退火时间的延长,残余奥氏体体积分数增加(由18.4%提高到 33.6%),Fe-5Mn-0.2C钢的综合力学性能和耐磨性随着残余奥氏体体积分数的增加而显著提高,强塑积由25 613提高到44 496 MPa·%,其耐磨性与目前广泛应用的ZGMn13耐磨钢、Hardox450耐磨钢和中碳马氏体耐磨钢相当。     

汽车用高强度钢CR1030/1300MS连铸板坯的热塑性

试验用CR1030/1300MS钢236 mm×1 350 mm连铸板坯(/%:0.13C,0.26Si,1.53Mn,0.011P,0.002S,0.31Cr,0.047Als,0.029Nb,0.032Ti,0.002 5B,0.003 2N)的工艺流程为260 t BOF-LF-RH-CC。采用Gleeble3500热模拟试验机测试了试验板坯650～1 300℃的热塑性曲线,并分析了高温拉伸试样断口组织。试验结果得出,试验钢两个脆性区为熔点～1 120℃和800～650℃在1 120-800℃呈现良好的塑性,断面收缩率均在85%以上。900℃断口属于穿晶韧性断裂,700℃为韧性和沿晶断裂。1 250℃和900℃近断口组织均为马氏体,温度升高马氏体板条更粗大。750℃原奥氏体晶界出现先共析铁素体是产生裂纹的根本原因。1 120～800℃进行矫直可防止铸坯产生裂纹。