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3)65錳冷軋鋼板o熱軋實驗鋼佳臨界退火+淬火和配分(IA&QP)工藝參數為760℃臨界區退火30min,180℃等溫淬火10s并在350℃等溫配分180s。該工藝下熱軋實驗鋼展現出了 力學性能,即抗拉強度1231MPa,伸長率24.8%,強塑積可達30.5GPa·%。IA&QP工藝處理后4Mn-Nb-Mo熱軋實驗鋼的抗拉強度均超過了 1024MPa,但伸長率和RA含量不高。

  (4)采用新型循環淬火和奧氏體逆相變(CQ-ART)65錳鋼板工藝處理后的4Mn-Nb-Mo冷軋實驗鋼,晶粒尺寸得到了明顯的細化,同時RA含量顯著提高。兩次循環淬火后的CQ2-ART冷軋試樣具有高RA含量(62.0%)、佳晶粒尺寸(0.40μm)以及穩定性;這為RA在變形期間TRIP效應的產生提供了有力的保證。終CQ2-ART試樣獲得了 綜合性能,即抗拉強度為838MPa,伸長率為90.8%,強塑積達到76.1GPa·%。(5)研究4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo實驗鋼奧氏體穩定性因素,發現Mn元素的含量是影響其穩定性的主要因素。不同晶粒尺寸和Mn含量的RA具有不同等級的RA穩定性。實驗鋼RA中存在明顯的Mn配分行為,進而導致RA具有不同級別的穩定性,也因此表現出不同的加工硬化行為。本論文設計的4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo兩種低合金實驗鋼在擁有明顯綜合性能優勢的同時達到了盡量減少總合金元素含量的目的。

  (6)65錳鋼板三種實驗鋼S3階段加工硬化率曲線的大幅度波動歸因于不連續TRIP效應。其原因在于RA在拉伸過程中轉變為馬氏體并且發生了體積膨脹,進而抵消部分應力集中并使應力轉移到周圍相中而產生協同變形,伴隨著應力的松弛和轉移;其次,實驗鋼中的RA需要有不同等級批次的穩定性,當應力值達到或超過該等級批次RA可發生相變的臨界值才可產生TRIP效應。(7)Ms點受到RA中化學成分、晶粒尺寸、屈服強度和應力狀態等作用影響。可通過將實驗鋼MSσ溫度控制在使用溫度以下,以獲得更多更穩定的RA,進而產生更為廣泛的TRIP效應,終提高實驗鋼的綜合性能。



近年來,全國汽車總量不斷增加,導致由汽車排放產生的尾氣以及能源消耗等問題日益嚴重。如何提高汽車用65錳鋼板薄板鋼的強塑積,盡可能實現汽車輕量化的同時兼顧駕駛,實現節能減排、低耗等價值成為關注和研究熱點。目前,中錳鋼(錳含量一般在3~11wt%)作為第3代先進高強鋼,因其具有優異的抗拉強度、伸長率、強塑積、耐撞性和性,所以其在汽車板的應用中具有極大發展前景。本文設計了 5Mn,5Mn-Nb-Mo和4Mn-Nb-Mo三種不同成分體系中錳鋼,主要研究了多種組織調控熱處理工藝后實驗鋼的組織演變、力學性能、加工硬化行為、強塑化機理、奧氏體穩定性和TRIP效應。

  為中錳鋼的性能優化以及工業化應用提供實驗和理論基礎。65mn錳冷軋鋼板本文獲得主要實驗結果歸納如下:(1)5Mn實驗鋼的 奧氏體逆相變(ART)工藝參數為:625℃溫度下臨界退火4h并水冷至室溫。熱軋+ART、溫軋+ART和冷軋+ART實驗鋼均表現出優異的強塑積,其中500℃溫軋+ART實驗鋼性能 ,殘余奧氏體(RA)含量達到56.8%,抗拉強度為1001MPa,伸長率為57.5%,強塑積可達57.6GPa·%。(2)淬火和回火(Q&T)工藝處理后的5Mn-Nb-Mo冷軋實驗鋼力學性能優于熱軋實驗鋼。

65mn錳冷軋鋼板實驗鋼在625~675℃臨界退火30min水淬,隨后在200℃回火15min,獲得了優異的綜合性能,即RA含量 可達到39%,抗拉強度為1059~1190MPa,伸長率為33~40%,強塑積為33.9~41.0GPa·%。 冷軋CR-650試樣與佳熱軋HR-650試樣相比,前者的韌窩尺寸更大更深,進而表現出更為優異的伸長率。




傳統高65mn錳鋼板(Hadfield鋼)在室溫下能獲得單相奧氏體,具有優良的加工硬化能力和抗沖擊能力,因此廣泛用作沖擊載荷下的耐磨材料。然而較低的屈服強度和初始硬度,導致材料在低沖擊載荷下不能完全發揮其耐磨性就發生塑性變形,降低了使用壽命。本文設計出一種輕質超高錳鋼(Fe-31.6Mn-8.8A1-1.38C),具有低密度、高屈服強度、高初始硬度、良好沖擊韌性等特點,適用于低沖擊載荷下的磨損條件。通過研究時效處理后的相轉變、壓縮變形、沖擊磨損分析了實驗鋼的強化機理和磨損機理。

  實驗鋼經1050℃保溫1.5h水韌處理后獲得單相奧氏體,65錳冷軋鋼板時效后奧氏體基體會彌散析出納米級別的κ’-碳化物,有助于屈服強度和初始硬度。在550℃時效2h綜合力學性能65錳鋼板佳,與僅水韌處理相比屈服強度提高107.4%,初始硬度提高28.7%,其抗拉強度為1041.7 MPa、屈服強度為1002.7 MPa、斷后伸長率為17.6%、沖擊韌性(V型缺口)為62 J/cm2和硬度為268.5 HB。隨著時效溫度升高(550℃~900℃)相轉變的順序為:κ’→納米-κ’+β-Mn→亞米-κ’+β-Mn+α→納米-κ’。其中四種類型的κ相析出涉及尺寸、形貌和分布被總結,包括晶內型:納米-κ’(<50nm),亞米-κ’(>100nm)。

晶間型:κ*(~1μm)。以及片層狀κ,存在α+κ群落中。在550℃時效下,納米-κ’能促進β-Mn沿晶界析出,不需要借助α相;而在700℃和800℃長時間時效下,由于α相的大量析出,其形成主要借助于γ→α反應。通過納米壓痕測試,獲得了不同時效溫度下基體與析出相的納米硬度。計算得到理論層錯能(SFE)為82.3 mJ/m2,由于平面滑移軟化效應,變形模式以位錯平面滑動為主,隨著變形量的增加,主要的亞結構演變順序為:平面位錯隊列→平面位錯配置(偶極子和Lomer-Cottrell鎖)→泰勒晶格→帶。65錳冷軋鋼板本研究利用壓縮變形,觀察到了高層錯能下被抑制的形變孿晶以及一種多晶結構。通過分析理論臨界孿生應力(σT),當外加應力大于σT,形變孿晶出現。多晶結構內部以位錯纏結為主,通過波狀滑移形成了位錯胞。并提出了多效協同的強化機理:1)位錯平面滑移導致滑移帶細化和帶形成,2)形變孿晶,3)多晶結構。這些形變亞結構的出現共同限制了位錯運動,促進基體內位錯密度的不均勻,從而增強了應變硬化。低沖擊載荷(0.5 J)下,時效后實驗65mn錳鋼板耐磨性更好,磨損百分比更低(0.55%~0.57%)。




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