退火温度对DP440钢组织转变及静态转变曲线的影响

通过热膨胀试验、金相显微组织观察等手段,研究了退火温度对汽车用DP440冷轧双相钢冷却过程中组织转变及静态曲线的影响。结果表明:随退火温度逐渐升高,奥氏体含量增加,铁素体含量减少。冷却过程中随冷却速率增加依次发生铁素体、贝氏体和马氏体相变。随退火温度升高,奥氏体向铁素体转变开始更迟。高的退火温度导致组织中的板条马氏体变得粗大。     

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。     

固溶温度对Fe-12Mn-8.5Al-0.8C低密度钢组织及力学性能的影响

通过采用OM、SEM、XRD等方法,对不同固溶热处理温度下Fe-12Mn-8. 5Al-0. 8C低密度钢的力学性能和组织演变规律进行了研究。试验结果表明,铸态组织主要包含有铁素体、奥氏体和κ-碳化物3种相。在700、750℃固溶处理后,Fe-12Mn-8. 5Al-0. 8C钢的组织为铁素体、奥氏体和κ-碳化物,其铁素体和奥氏体晶界处存在的大量碳化物导致其力学性能很差。κ-碳化物的溶解温度在800℃左右,随着固溶温度升高,晶内及晶界处碳化物含量逐渐减少直至消失。850～1000℃固溶处理后,试验钢基体组织为奥氏体,随着固溶温度升高,铁素体的含量增加。在1000℃固溶处理时,铁素体由柱状转变成球状,其对奥氏体基体的割裂作用减少,所以在1000℃时试验钢力学性能最好,其抗拉强度达696.4 MPa。同时,Fe-12Mn-8.5Al-0.8C钢的密度为7.0 g/cm3,相比纯铁达到10%的减重效果。     

退火温度对铁素体基轻质钢组织与力学性能的影响

为了满足汽车轻量化的要求,研制轻质钢迫在眉睫。设计了一种成分(质量分数,%)为Fe-0.25C-3.5Mn-8Al的铁素体基轻质钢,研究了在不同热处理条件下,试验钢的显微组织与力学性能之间的关系。结果表明,冷轧试验钢具有较高的抗拉强度和屈服强度,但断后伸长率较低。退火处理后冷轧试验钢的性能有大幅改善,经过950℃×50 s+400℃×3 min处理后,其强塑积可达22 451 MPa·%。随着退火温度的升高,钢中奥氏体含量逐渐增多,κ-碳化物逐渐溶解直至消失。拉伸变形后部分奥氏体发生转变,奥氏体稳定性参数与强塑积成正比。     

退火对Fe-Cr-Al-Mn双相不锈钢组织及性能的影响

设计制备了一种新型的Fe-Cr-Al-Mn资源节约型双相不锈钢,对其进行高温单相铁素体热轧,研究冷轧后不同退火工艺对其显微组织、力学性能和耐腐蚀性的影响。结果表明,Fe-Cr-Al-Mn钢冷轧后,粗大α相晶粒破碎细化,退火后奥氏体在铁素体晶界形核长大,随退火时间的增加,奥氏体体积分数逐渐增加。随退火温度升高,奥氏体含量减少,伸长率和耐点蚀性能均表现出先增强再减弱的趋势。经800 ℃×4 h退火后,表现出均匀的铁素体和奥氏体相比例和晶粒尺寸,试验钢的强度、伸长率和抗点蚀性能综合性能良好。     

连续退火对汽车用高硅双相钢组织及力学性能的影响

通过研究汽车用高Si双相钢在连续退火过程中组织及力学性能的变化,重点分析了退火温度对双相钢性能的影响规律。结果表明,试验钢在连续退火后,铁素体晶界上出现均匀分布的岛状马氏体和粒状残余奥氏体组织;随着退火温度的升高,试验钢的抗拉强度先升高后降低,当退火温度为785℃时,钢的综合力学性能较高。     

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。     

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。     

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。     

一种新型高强度高塑性冷轧中锰钢的组织和力学性能

研究了两相区退火温度对一种新型冷轧中锰钢(0.2C-5Mn-0.6Si-3Al,质量分数,%)显微组织及拉伸性能的影响。结果表明,在退火温度为730℃时,冷轧中锰钢可获得优异的强度与塑性配合,即抗拉强度为1062 MPa,总伸长率为58.2%,强塑积为61.8 GPa·%。随着退火温度升高,逆转变奥氏体逐渐粗化,且由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在一定退火温度下可获得奥氏体晶粒尺寸分布较为宽泛的多尺度的组织形态。这种多尺度组织形态的残余奥氏体具有适当的机械稳定性,能够产生连续不断的相变诱发塑性(TRIP)效应。连续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,是冷轧中锰钢获得高强度、高塑性的主要原因。冷轧中锰钢拉伸断裂的裂纹主要萌生于软相的铁素体(δ-铁素体)及超细晶铁素体与形变诱导马氏体(残余奥氏体)的界面处。     

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·%。     

淬火配分处理对锻态Fe-0.2C-9Mn-3.5Al钢显微组织及力学行为的影响

分析了淬火配分处理对锻态Fe-0.2C-9Mn-3.5Al钢显微组织及力学行为的影响。结果表明,热处理态试验钢主要由块状δ-铁素体、马氏体和板条状残留奥氏体等多相构成;残留奥氏体的体积分数随等温淬火温度升高而增大,在310 ℃时达到峰值;310 ℃等温淬火后在400 ℃配分3 min时可以获得较优的综合力学性能,抗拉强度和断后伸长率分别为1175 MPa和21.50%,强塑积达到25.26 GPa·%;应力-应变曲线中存在着明显的“锯齿”状起伏,可能与亚稳态的残留奥氏体集中转变为马氏体有关。     

冷轧304不锈钢的马氏体逆相变及奥氏体再结晶行为

将冷轧304不锈钢在750~800 ℃退火78~127 s,采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(EBSD)、X射线衍射仪(XRD)、透射电镜(TEM)等手段探究其组织演变行为并测定其拉伸性能。结果表明:在等温退火过程中,试验钢内发生扩散型和切变型马氏体逆相变和奥氏体的再结晶,随着退火温度的升高和保温时间的延长,马氏体逆相变和奥氏体再结晶逐渐完成,试验钢的屈服强度下降,断后伸长率提高。     

Q&P工艺对22MnB5钢微观组织及力学性能的影响

利用光学显微镜、拉伸试验机、扫描电镜、XRD和EBSD等手段对22MnB5钢的微观组织及力学性能进行了表征,并重点分析了一步法Q&P工艺处理后的22MnB5钢中残留奥氏体含量及残留奥氏体中碳含量与力学性能的关系。结果表明：采用一步法Q&P工艺,可以获得抗拉强度超过1400 MPa,伸长率超过15%的超高强度22MnB5钢板。随着淬火温度从240 ℃升高至300 ℃,22MnB5钢的组织由马氏体转变为马氏体+残留奥氏体复相组织,试样中的残留奥氏体含量逐渐增加。相同配分温度延长配分时间,残留奥氏体含量呈现先增加后降低趋势。不同热处理工艺下残留奥氏体中的平均碳含量为1.49wt%。采用一步法Q&P热处理工艺可以使残留奥氏体中富集碳,提高残留奥氏体稳定性,强塑积可以达到22.14 GPa·%。     

压下率对两相区温轧淬火配分中锰钢组织性能的影响

采用SEM、TEM、XRD、室温拉伸等手段,研究了0.1C-7.2Mn钢两相区温轧淬火配分处理钢的组织形貌、碳化物析出、残留奥氏体体积分数及其中的C含量及力学性能。结果表明,随着温轧压下率的增大,两相区温轧淬火配分处理后试样的马氏体板条得到细化并逐渐平行于轧制方向;两相区温轧淬火配分处理后试样的显微组织由马氏体和残留奥氏体组成,并且有碳化物析出;随着温轧压下率的增大,碳化物的平均尺寸粗化,残留奥氏体的体积分数逐渐升高,并且残留奥氏体中的C含量先升高后降低,屈服强度和抗拉强度均先升高后降低,伸长率先降低后升高。当温轧压下率为80%时,强塑积达到最高31.50 GPa·%。     

铌微合金化高强塑积冷轧DP780钢的I&Q&P工艺

基于亚稳奥氏体形变诱导相变理论,在实验室采用盐浴炉对800 MPa级冷轧双相钢DP780的I&Q&P(临界退火与淬火配分)工艺进行了探讨,并采用光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验机与XRD对不同工艺下试验钢的组织性能进行了研究。结果表明,在I&Q&P工艺试验条件下,试验钢的显微组织由铁素体、马氏体与残留奥氏体组成;830 ℃退火时铁素体晶粒尺寸以＞5 μm为主,860 ℃退火下其晶粒尺寸以＜5 μm为主。830 ℃退火时试验钢的力学性能随淬火温度的变化波动较大,860 ℃退火时试验钢的力学性能随淬火温度的变化波动较小。860 ℃退火+260 ℃淬火时,试验钢的综合力学性能最佳,其抗拉强度、伸长率与强塑积分别为802 MPa、26.8%与21.5 GPa·%,钢中残留奥氏体含量高达13.89%。     

淬火温度对中锰QP钢组织和性能的影响

采用部分奥氏体化-淬火-配分工艺对中锰钢进行热处理,研究不同淬火温度对微观组织和力学性能的影响。试验结果表明:随着淬火温度的升高,试验钢的伸长率先升高后降低,而抗拉强度却逐渐降低。淬火温度为140 ℃时,试验钢中一次马氏体和新生马氏体的体积分数之和最大,因此抗拉强度最高。淬火温度为180 ℃时,试验钢中残留奥氏体的体积分数最大,伸长率最高,综合力学性能最好,强塑积最高为30 328.2 MPa·%。而淬火温度升到200 ℃时,由于试验钢中残留奥氏体的含量减少以及新生马氏体的硬度降低,其伸长率和抗拉强度均降低。     

配分时间对Q&P钢组织及性能的影响

在传统C-Mn-Si钢的基础上,采用在线热处理,并通过光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验等对一步淬火配分处理后试验钢的微观组织及力学性能进行了研究,且讨论了配分时间对材料组织性能的影响。结果表明:试验钢组织由板条马氏体和残留奥氏体组成,随着配分时间的增加,也有少量贝氏体生成,残留奥氏体含量先上升后下降,马氏体的板条组织逐渐模糊并软化;抗拉强度和屈服强度都逐渐降低,伸长率先升高后降低。配分30 s时综合性能最佳,抗拉强度为989 MPa,伸长率为23.5%,强塑积达到23.24 GPa·%。     

铌对高强度51CrV钢组织及性能的影响

借助光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)与万能拉伸试验机等研究了铌元素的添加对51CrV钢奥氏体晶粒尺寸、淬火和回火组织以及力学性能的影响。结果表明:0Nb和0.02wt%Nb试验钢的奥氏体平均晶粒尺寸分别为10.0 μm和3.1 μm,添加0.02wt%Nb的51CrV钢奥氏体晶粒尺寸显著细化、板条马氏体尺寸减小,回火过程中析出碳化物的尺寸更细,两种试验钢850 ℃淬火+400 ℃回火后,屈服强度均大于1300 MPa,抗拉强度均大于1400 MPa。而加入0.02wt%Nb试验钢由于晶粒细化,断后伸长率达到9.50%,不含Nb试验钢伸长率为8.69%。51CrV钢添加微量的Nb元素在保证高强度的同时,塑性得到提高,综合性能比无Nb钢优异。