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。

两相区退火温度对TRIP780钢组织和性能的影响

利用金相显微镜、X-射线衍射等方法,研究了0.16C-1.47Si-1.64Mn-0.02Nb-0.02Ti冷轧TRIP钢不同两相区退火温度对组织和力学性能的影响。结果表明,实验钢在840℃退火180s和420℃等温240s处理后,可以获得53.0%的铁素体、38.6%的贝氏体、8.4%的残余奥氏体,此时可以获得较佳的相变诱发塑性和好的强韧性配合,其强塑积可达22.4×103MPa.%,较低或较高的退火温度都将减少残余奥氏体含量。

两相区退火对不同硅含量TRIP钢残留奥氏体和力学性能的影响

研究了硅含量分别为 1 5wt%和 1 0wt %的冷轧低碳硅锰TRIP钢两相区退火温度对残留奥氏体量和力学性能的影响。结果表明 ,随两相区退火温度的升高 ,两种钢的残留奥氏体量和残留奥氏体中的含碳量以及其屈服强度和抗拉强度都上升。当硅含量降至 1 0 %时 ,对钢的残留奥氏体量没有影响 ,但是降低了残留奥氏体中的碳含量 ,同时降低了钢的抗拉强度。两种钢的最大强塑积值相近 ,约为 2 2 0 0 0MPa %。

两相区退火温度对高强冷轧DP980显微组织力学性能和断裂行为的影响

研究了两相区退火温度对高强冷轧DP 980显微组织和力学性能的影响,并通过断口形貌分析以及拉伸前后的照片对比,分析了高强冷轧DP 980变形和断裂特性。结果表明,两相区退火温度通过影响双相钢中马氏体的碳含量、马氏体和铁素体的晶粒尺寸来影响其力学性能。实验所获得双相钢均为微孔聚集型的韧性断裂。

两相区退火温度对低碳低硅TRIP钢组织和性能的影响

研究了0.11C-0.6Si-1.5Mn冷轧TRIP钢两相区退火温度对组织和力学性能的影响,结果表明,试验钢经780℃退火5 min和400℃等温5min处理后可以获得10％的残余奥氏体,较低或较高的退火温度都将使残余奥氏体量略微下降。当试验钢处理后的铁素体量为70％时,可以获得好的相变诱发塑性和好的强韧性配合,其强塑积可达21000 MPa·％。试验钢的应变硬化指数n值与铁素体量有好的相关性,随铁素体量的下降而下降,残余奥氏体量对其影响不大。

两相区退火对相变诱发塑性钢显微组织与力学性能的影响

对低碳硅锰钢进行了水淬和随后的两相区退火与贝氏体区等温处理,利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜对热处理后试验钢的显微组织进行了观察,采用X射线衍射仪测定了钢中残余奥氏体含量,通过拉伸试验测试了钢的力学性能。结果表明:两相区退火冷却后试验钢的显微组织为铁素体与马氏体,随着两相区退火温度的升高和保温时间的延长,铁素体含量减少,马氏体含量增多,其中铁素体大部分为长条状;经贝氏体区等温处理后,显微组织中的残余奥氏体大部分以板条状存在于贝氏体板条界,极少量以块状存在于先共析铁素体内,其含量随着退火温度的升高和保温时间的延长先增加后降低,在780℃保温5 min时达到最大值;试验钢抗拉强度和屈服强度均随着退火温度升高和保温时间延长单调上升,伸长率在780℃等温5 min时达到最大值。

TRIP钢两相区退火时奥氏体转变动力学的DSC探讨

基于DSC实验数据,采用Kissinger方法和JMA方程研究了TRIP钢非等温奥氏体化转变。根据获得的动力学参数转变激活能和JMA动力学参数n和K0,预测了两相区等温奥氏体化转变动力学。金相组织观测表明,预测与实际有着良好的匹配。

两相区退火对复合添加Al-V-Ti的TRIP钢组织与力学性能的影响

结合试验分析与热力学计算,采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和X射线衍射(XRD)等方法研究了两相区退火对复合添加Al-V-Ti的TRIP钢组织和力学性能的影响。研究发现,试验钢在820℃两相区退火3 min、400℃贝氏体区等温5 min时获得最佳力学性能,即抗拉强度为1 093 MPa,断后伸长率为23. 9%,强塑积可达26 123 MPa·%。此时试验钢中残留奥氏体以薄膜状分布于贝氏体与铁素体间,残留奥氏体体积分数为19. 61%,其含碳量为1. 41%,残留奥氏体稳定性参数R值最高为27. 7,并与强塑积呈正比关系。此外,随着两相区退火时间的延长,试验钢的屈服强度降低、屈服平台长度缩短,当退火时间超过5 min后,试验钢开始呈现出连续屈服的特性。

热轧淬火中锰钢两相区退火工艺研究

采用SEM、TEM、显微硬度分析和抗拉强度测试等方法,研究了两相区退火温度、保温时间和冷却方式对中锰钢组织和力学性能的影响。结果表明:随着退火温度的提高,试样的抗拉强度逐渐升高,屈服强度和屈强比逐渐降低,均匀伸长率和加工硬化指数先升后降,此结果与相变诱发塑性(TRIP)效应有密切的关系;随着保温时间的延长,试样抗拉强度变化不大,屈服强度和屈强比逐渐减小,均匀伸长率和加工硬化指数逐渐增大;空冷样品的屈服强度、均匀伸长率、断后伸长率较炉冷样品的有明显提高。

两相区退火温度对DP钢组织和力学性能的影响

对800 MPa级别DP钢分别进行了780、800、820和840℃两相区退火温度试验,利用扫描电镜分析组织比例,研究对应的组织和力学性能检验结果。结果表明:随着两相区退火温度的升高,马氏体体积分数逐渐升高,马氏体晶粒尺寸逐渐增大,钢板的抗拉强度不断升高,伸长率呈逐渐下降趋势,在800℃DP钢力学性能良好,这与800℃时相对更好的组织比例、均匀的分布及晶粒尺寸相一致,说明两相良好配比及微观组织形态可以改善DP钢的塑性,进而获得最佳的强塑组合。在800℃的两相区退火温度时,强塑积可以达到1.83×10~4MPa·%,为800 MPa级别DP钢退火工艺提供了实际指导。

两相区退火时间对低碳硅锰贝氏体钢组织与性能的影响

以低碳硅锰钢为研究对象,采用两相区退火(I&Q)和两相区退火+奥氏体化+贝氏体等温处理(I&Q&PB)工艺,对两相区退火过程中的Mn配分行为以及I&Q&PB工艺中两相区保温时间对钢的组织和性能的影响进行研究。结果表明,两相区保温过程中Mn元素由铁素体向奥氏体扩散。I&Q&PB工艺中,当两相区保温时间为5~10 min时,显微组织主要是粒状贝氏体;当达到20~60 min时,随着保温时间延长,显微组织主要为弥散分布的马奥岛以及晶界边缘逐渐出现的块状马奥岛组成的粒状组织,抗拉强度未发生明显变化;受到残余奥氏体稳定性的影响,伸长率呈现先升高后降低的趋势。

两相区退火对TC21钛合金线性摩擦焊接接头组织和性能的影响

对TC21钛合金进行了线性摩擦焊接及其两相区退火处理,对比研究了两相区退火前后焊接接头微观组织和硬度分布的演变规律。结果表明,焊态TC21母材组织为片层组织,热影响区α相发生了不同程度溶解,距离焊合区中心越远,溶解程度越低。焊接变形区出现剧烈塑性变形和部分动态再结晶,初始片层状α相呈流线状分布,焊合区中心发生了完全动态再结晶,组织为亚稳β晶粒。590℃热处理后母材组织变化较小,热影响区β基体析出大量次生针状α相,变形区β基体和α相中均析出大量次生α相,焊合区由β晶粒分布脱溶析出的针状α相组成焊态下焊接接头的硬度曲线分布呈现"W"型,接头硬度最高值在焊合区中心处,热影响区为弱化区域,经590℃热处理后曲线分布为"几"型,无明显的弱化区域。

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。

两相区退火时间对Fe-0.16C-0.2Si-4.78Mn-0.24Mo中锰钢组织和力学性能的影响

采用扫描电镜、电子背散射衍射、X射线衍射、透射电镜、室温拉伸和0℃冲击试验等研究了两相区退火时间对Fe-0.16C-0.2Si-4.78Mn-0.24Mo中锰钢组织与力学性能的影响。结果表明:热轧态试验钢组织主要以马氏体为主,而经不同时间退火后的组织由马氏体和逆转变奥氏体组成;随着退火时间的增加,逆转变奥氏体含量线性增加,在退火30h后到达峰值,为12.74%,此时组织中除薄膜状奥氏体和条状奥氏体外,还出现大尺寸的块状奥氏体;试验钢的屈服强度和抗拉强度随退火时间的增加逐渐降低,这主要归因于逆转变奥氏体含量的增加以及位错密度的下降;0℃冲击吸收能量随退火时间的增加逐渐升高,伸长率先升高后降低,这主要归因于逆转变奥氏体的TRIP效应提高了冲击性能和塑性,但退火30h后奥氏体稳定性下降导致伸长率降低;经600℃退火30h后,试验钢具有最佳的TRIP效应。

两相区退火温度对汽车用0.2C-8Mn-2Al钢组织与力学性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、拉伸试验等手段研究了两相区退火温度对热轧态0.2C-8Mn-2Al钢微观组织与力学性能的影响。结果表明,退火态0.2C-8Mn-2Al钢组织主要为奥氏体和铁素体。在780~900℃区间内,随着退火温度的升高,拉伸前后0.2C-8Mn-2Al钢的奥氏体转变体积分数逐渐提高,0.2C-8Mn-2Al钢的抗拉强度、伸长率和强塑积先升高后降低。900℃退火的0.2C-8Mn-2Al钢的奥氏体转变体积分数最高,达到43.4%,840℃退火的0.2C-8Mn-2Al钢的抗拉强度、伸长率和强塑积均达到最大值,分别为1208.6 MPa、31.2%和37.71 GPa·%,840℃为热轧态0.2C-8Mn-2Al钢的最佳退火温度。

两相区退火对铁素体/贝氏体双相钢组织性能的影响

通过热模拟试验机、显微硬度计、电子万能拉伸试验机、光学显微镜和扫描电镜研究了不同两相区退火工艺对铁素体/贝氏体双相钢组织和力学性能的影响。结果表明,当采用传统的两相区退火工艺时,组织由铁素体、贝氏体和少量马氏体组成,且呈明显的带状。而淬火+两相区退火工艺可以细化组织,得到板条状的铁素体/贝氏体双相组织,并抑制马氏体组织的生成。此外,不同工艺两相区退火得到了体积分数相近的铁素体。与传统的两相区退火工艺相比,淬火+两相区退火工艺可以显著降低试验钢的屈强比并提高伸长率。

低碳Si-Mn系Q&P钢两相区的退火热处理工艺

研究一种新型的两相区不同退火温度的淬火和碳再分配热处理工艺对低碳硅-锰系Q&P钢的显微组织、精细结构的影响,并和奥氏体区退火的Q&P热处理工艺进行对比。通过SEM、TEM分析发现,采用两相区退火的Q&P工艺室温组织为板条马氏体、铁素体和薄膜状残留奥氏体。残留奥氏体以两种形态存在:处于马氏体板条间的薄膜状和位于原奥氏体晶界处的块状。两相区热处理后的Q&P钢,不仅抗拉强度高达1000 MPa以上,其伸长率也高达23%以上,体积分数高达11%的残留奥氏体在组织中起到了相变诱发塑性的作用。

两相区退火时间对热轧汽车用超细晶亚稳钢析出物的影响

采用碳萃取复型技术和采用透射电镜TEM+EDX技术研究分析汽车用超细晶亚稳钢热轧板和两相区不同退火时间钢板中析出物的尺寸、形态、分布和成分组成。结果表明:热轧板中主要析出物为类似正方形TiN、椭圆状NbTi(CN)和细小圆球状NbC,TiN析出于浇铸过程,在轧制冷却过程中,Nb、C元素以TiN粒子为形核点析出的复杂析出相NbTi(CN),NbC析出于位错与亚晶界处;在两相区退火过程中,部分碳化物固溶于奥氏体中,未固溶的析出物相互吞并粗化,为典型的Oswald熟化机制;在两相区退火初期,有矩形TiN析出物析出,随着退火时间的延长,析出物形貌向圆形和椭圆形发展,进一步粗化,保温6 h以后,析出物为NbTi(CN)和NbC,未发现TiN析出物。

两相区退火过程中100Cr6钢碳化物的溶解行为

通过定量试验和计算,研究了100Cr6轴承钢两相区退火过程碳化物的溶解行为。用扫描电镜SEM和EBSD进行微观组织的观察和统计分析,并运用Thermo-Calc热力学软件和Dictra动力学软件计算分析两相区保温过程中保温时间对碳化物体积分数和平均尺寸的影响。结果表明:以保温时间10min为临界点,初期碳化物粒子的溶解速率高,随保温时间的延长,溶解速率越来越低。保温60min后,碳化物粒子的直径由0.438μm降至0.281μm。随保温时间的延长,奥氏体内C含量提高明显,而Cr元素变化不大,只是在界面处建立了局部平衡。保温时间达到30min时,Cr原子在未溶解碳化物内发生了长程扩散,碳化物内的Cr含量明显提高,增加了其稳定性,降低了后续的溶解速率。

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。