焊后热处理对中锰TRIP钢激光焊接接头组织及力学性能的影响

为解决中锰钢焊接接头的脆性断裂问题,研究了焊后热处理工艺对厚度为1.6 mm的中锰TRIP钢激光自熔焊接接头组织、静态力学性能以及锰元素分布的影响,热处理温度选择Ac1(奥氏体开始转变温度)和Ac3(奥氏体转变终止温度)之间,这和中锰钢轧制温度是相同的,可以保证更高的强度和韧性。研究结果表明:焊态试样焊缝区主要为马氏体组织,热处理后焊缝主要组织为回火马氏体,并伴有碳化物析出;在620℃热处理3 min后,焊接接头抗拉强度无明显提高,但延伸率相对于焊态接头提高了1 959.2%,主要原因是热处理缓解了锰元素在晶界上的偏析。焊态接头失效断口为典型的脆性断裂,并出现了较多的二次晶间裂纹,热处理后的接头失效断口出现了较多的凹坑和韧窝,呈现良好的韧性断裂特征。在热处理后试样的应力应变曲线中发现了二次屈服,通过VIC-3D数字图像关联(DIC)技术发现这是吕德斯带穿越焊缝遇到硬度较高的马氏体组织导致应力突增所致,最终在母材处发生颈缩并断裂。

较短临界退火时间下中锰TRIP钢的组织及力学性能

利用拉伸试验机、扫描电镜、透射电镜以及X射线衍射分析了临界退火温度和临界退火时间对中锰钢的微观组织以及力学性能的影响。研究结果表明:在本文所设计工艺条件下,由于临界退火时间短导致组织中的渗碳体无法完全溶解,其微观组织主要由铁素体、残留奥氏体以及渗碳体所构成;试样在650~700℃之间退火能获得良好性能,但是不同临界退火温度出现良好力学性能所需要的时间不一样,温度越高,所需要时间越短;675℃退火5 min时有最佳的力学性能,抗拉强度约为980 MPa,断后伸长率约为30%,强塑积接近30 GPa·%。

中锰TRIP钢电阻点焊研究进展与展望

面对日益严峻的环境问题,汽车工业应进一步减轻整车质量以实现节能减排的目标。传统质轻高强钢,如双相钢(DP)、相变诱发塑性钢(TRIP)和奥氏体钢等,因生产成本高、强塑积较低和冶金等问题限制了其应用。中锰TRIP钢强塑积可达30GPa%~60GPa%,实现了优异综合力学性能与质轻特点的良好结合,在车身轻量化方面具有极广的应用前景。本文从中锰TRIP钢微观组织演变规律与形变机理出发,探讨影响其电阻点焊接头质量的主要因素,概述了母材化学成分、微观结构、熔核几何尺寸和焊接工艺等方面对其质量的影响。通过分析焊接过程中奥氏体的马氏体相变、晶粒尺寸、形貌等特征,揭示了影响中锰TRIP钢焊点热影响区韧性的内在因素。综述了近年来先进高强钢(AHSS)的研究,阐述了AHSS三种典型焊点失效模式、失效内在机制与其影响因素,重点关注了焊点在拉剪试验中的断裂行为,提出了一种通过预测临界熔核尺寸以保证拔出失效(Pull-out failure,PF)的方法。最后,总结了焊后改性方面的最新研究,并展望了未来中锰TRIP钢电阻点焊的研究热点与方向。

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。

中锰TRIP钢棘轮行为及其本构模拟分析

对中锰TRIP钢在室温下的单轴棘轮行为进行了实验研究,讨论了平均应力和应力幅值对材料棘轮行为的影响。在实验分析的基础上,建立了一个便于工程应用的循环塑性本构模型,对材料的单轴棘轮行为进行描述,并给出了模型参数的确定方法。将累积塑性应变和阶跃函数引入棘轮参数演化方程中,对本构模型中的背应力演化方程进行了改进。本构模型的预测结果与实验结果的对比表明,改进后的本构模型合理地描述了中锰TRIP钢的棘轮行为。

预处理工艺对中锰TRIP钢微观组织和力学性能的影响

利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和拉伸试验机等系统研究了0.2C-5Mn-1.5Al-0.5Si中锰TRIP钢经不同预处理及临界退火处理后的微观组织演变和力学性能变化。结果表明,缩短预处理时间,不影响珠光体含量,但是能细化铁素体与马氏体晶粒;730℃临界退火5 min时,试验钢组织中皆出现了块状和薄膜状的两种残留奥氏体,而预处理时间更短的试验钢中奥氏体与铁素体晶粒更细;预处理时间短的试验钢抗拉强度和断后伸长率整体高于预处理时间更长的试验钢,并在预处理时间较短的工艺下,退火后获得最佳力学性能:断后伸长率为34%,强塑积为34.34 GPa·%,在拉伸过程中没有屈服延伸现象,具有良好的加工硬化能力。

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%。

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。

含Al中锰TRIP钢原始组织对临界退火后组织与力学性能的影响

利用Factsage软件、SEM、XRD等研究了不同原始组织的0.2C-5.0Mn-0.5Si-1.0Al中锰TRIP钢经临界区退火处理后的显微组织与力学性能。结果表明,经热力学计算、设计的不同预处理工艺处理后试验钢的组织分别为:铁素体+块状残留奥氏体(700℃预处理10 min)、铁素体+马氏体+少量残留奥氏体(800℃预处理5 min)和马氏体+少量碳化物(900℃预处理5 min)。不同预处理工艺处理后试样能获得不同形貌的残留奥氏体,700℃预处理+临界退火试样得到块状残留奥氏体,其他两种工艺下为膜状残留奥氏体。800℃预处理+临界退火试样拥有最佳力学性能,屈服强度为840 MPa,抗拉强度为1121.5 MPa,伸长率为33.25%,强塑积达到37.29 GPa·%。残留奥氏体形貌对中锰钢的加工硬化性能有显著影响,700℃预处理+临界退火试样的块状残留奥氏体稳定性较差,表现出高的加工硬化率,但持续区间较短;而800℃预处理+临界退火试样的膜状残留奥氏体稳定性更好,试样呈现较高的加工硬化率且持续区间较长。

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。

C和Mn元素配分行为对冷轧中锰TRIP钢组织性能的影响

采用冷轧+两相区温轧退火(CR+WR+IA)热处理工艺,研究了两相区退火时间对超细晶铁素体与奥氏体中组织形貌演变、C和Mn元素配分行为以及力学性能的影响。结果表明,冷轧试验钢经两相区形变退火处理后,获得了由铁素体、残余奥氏体或新生马氏体组成的超细晶复相组织。在645℃随退火时间的延长,形变马氏体向逆相变奥氏体配分的C、Mn元素增多,C、Mn元素富集位置增加,同时富Mn区形变马氏体回复再结晶现象明显;伴随少量碳化物溶解,试验钢的屈服强度由741 MPa持续降低到325 MPa。两相区退火10 min时,试验钢力学性能最佳,此时抗拉强度达到最大值1 141 MPa,断后伸长率及均匀伸长率分别为23.6%和18.1%,强塑积达到26.928 GPa·%。

退火温度对中锰TRIP钢组织和性能的影响

利用光学显微镜、扫描电镜、电子万能拉伸机和EBSD、XRD分析技术研究了中锰TRIP钢热轧后不同退火温度对组织和性能的影响。结果表明,经过热轧后,组织中有δ-铁素体条带、马氏体和残留奥氏体。当退火温度从600℃增加到900℃时,屈服强度由610.3 MPa下降到496.7 MPa,抗拉强度从757.3 MPa下降至630.4 MPa。热轧试验钢在700℃退火时伸长率最大,为44.9%。从整体上看,当热轧试验钢在700℃退火后综合力学性能最优,强塑积最高,为33.8 GPa·%。

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。

中锰钢两相区温轧淬火处理后的组织性能

采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)、电子探针(EPMA)、室温拉伸等研究了0.1C-7.2Mn钢两相区温轧淬火处理后合金元素配分对碳化物、残留奥氏体、力学性能及加工硬化行为的影响。结果表明:随着退火时间的延长,经两相区保温后淬火(I&Q)处理的试验钢初始组织中多边形马氏体转变为板条状铁素体和奥氏体,铁素体沿长度方向长大变细;经两相区轧制保温后淬火(DI&Q)处理后,富C、富Mn碳化物先析出后溶解,同时铁素体回复多边化加剧,残留奥氏体由板条状逐渐转变为等轴状。相比I&Q处理,经DI&Q处理后,试验钢组织中富C区面积比由3.9%增加到8.7%,富Mn区面积比由0.9%增加到5.1%,残留奥氏体的含量由11.5%提高到17%,抗拉强度由1032.7 MPa提高到1171.5 MPa,断后伸长率由8.3%提高到15.8%,强塑积为18.5 GPa·%。

不同初始组织中锰钢逆相变退火后的室温组织与性能

研究了0.1C-5Mn中锰钢两种初始组织形态(热轧淬火态与冷轧形变态马氏体)经两相区退火处理后的室温组织形貌及力学性能。结果表明:经退火处理后,热轧马氏体复相组织(铁素体+奥氏体)大部分保持板条状,而冷轧马氏体发生回复再结晶,形成多边形或等轴状(粒状)超细晶粒;冷轧退火样中残留奥氏体含量及其中C含量高于热轧退火样,表明冷轧初始组织形态有利于逆相奥氏体稳定及C元素配分;冷轧退火样的强度(屈服、抗拉)均高于热轧退火样,而断后伸长率稍低于热轧退火样,并且冷轧退火样加工硬化速率优于热轧退火样,两者强塑积均超过30 GPa·%,冷轧退火样强塑积偏高。

中碳高强度锚杆用钢的研究

设计了中碳Si-Mn TRIP高强度锚杆用钢,并对其等温淬火工艺进行了研究。研究发现该钢860℃奥氏体化,在340℃等温淬火、等温3 h时,得到条状贝氏体铁素体和条间膜状残留奥氏体,具有高的屈服强度(σ0.2=930 MPa)和高抗拉强度(σb=1400 MPa)以及良好的塑性(δ5=18%)配合,完全可以适合用作煤巷工作条件下超高强度锚杆材料。

0.2C-5Mn-0.5Si-2.5Al中锰钢临界退火后的微观组织及力学性能

利用热力学模拟计算、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、拉伸试验机等设备研究了不同退火工艺下0.2C-5Mn-0.5Si-2.5Al中锰TRIP钢的相变规律、微观组织及力学性能,分析了Al对相变规律及工艺与组织性能的影响规律。结果表明:添加(质量分数)2.5%Al后,两相区显著扩大,且A_3温度明显提高,这有助于提高临界退火温度,进而加快奥氏体逆相变过程,有效地提高在较短临界时间(1、3 min)退火后的残留奥氏体含量;因2.5%Al的添加,微观组织中出现了δ-铁素体;在临界退火温度范围内(760~880℃),随着退火温度的升高,屈服强度呈现略微下降趋势,而抗拉强度逐渐增加,退火1 min时伸长率及强塑积随退火温度的增加先升高后降低,而退火3 min时伸长率及强塑积随退火温度升高呈持续下降趋势;试样在760℃退火3 min可获得最佳的力学性能,抗拉强度为927.69 MPa,伸长率为50.12%,强塑积为46 503.00 MPa·%。

一种新型高强塑积异质冷轧中锰钢的力学性能

使用原位电子背散射衍射(EBSD)和球差透射电镜(ACTEM)等手段,研究了新型异质结构中锰TRIP钢在拉伸过程中微观组织的演变机制和力学性能。结果表明,在680℃退火后的实验钢中生成了多形貌、多尺度的异质奥氏体结构(颗粒状、块状、片层状奥氏体)和铁素体组织,其抗拉强度为1272 MPa,总延伸率为54.5%,强塑积高达69.3 GPa?%。在拉伸过程中C/Mn含量较低的颗粒状奥氏体先发生相变,而C/Mn含量较高的块状和片层状奥氏体在较大的应变范围内逐渐发生相变,从而导致高强度与高塑性的良好匹配。结果还表明,马氏体相变优先在奥氏体晶界/相界附近的区域形核。与晶粒尺寸相比,C/Mn元素对奥氏体稳定性的作用更重要。

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。

0.1C-5Mn钢两相区退火后的残余奥氏体与力学性能

通过ART（奥氏体逆相变）热处理工艺,研究了两相区退火温度对0.1C-5Mn钢中残余奥氏体与力学性能的影响。采用SEM、XRD、室温拉伸等分析测试手段,表征了试验钢组织形貌、亚稳奥氏体含量以及力学性能。结果表明,试验钢经ART工艺处理后,室温组织主要由铁素体与残余奥氏体组成;随退火温度升高,试验钢中出现碳化物析出与再溶解,同时板条状形变马氏体回复多边化形成等轴铁素体,颗粒状奥氏体过冷转变为板条状和块状马氏体;630、645、660℃退火1h试样中奥氏体体积分数相近,分别为18.4%、19.5%、18.8%,随温度升高,奥氏体含量骤降,大量逆相变奥氏体转变为马氏体;综合不同退火温度,表明试验钢经660℃退火可获得最佳的综合力学性能。