22Si2MnCrNi2MoA钎杆断裂失效分析

运用金相观察、扫描电镜观察和能谱定量分析等实验手段,从组织状态、夹杂物、断口形貌等方面分析了22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处断裂原因,同时对其疲劳裂纹起源和扩展进行了探讨.22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处断裂破坏并不是由组织异常和夹杂物引起的,而是由于22Si2MnCrNi2MoA钎杆存在明显的壁厚不均,在高频应力、严重的内外耗同时存在的应力状态下持续工作,壁厚较薄处极易成为受力薄弱区,疲劳裂纹更倾向于在此处优先形成,从而致使壁厚较薄处优先断裂,最终导致钎杆断裂失效.该钎杆疲劳破坏起源于内表面,属于多源的疲劳断裂.起源区微观形貌为韧窝形貌,扩展区的微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌.     

22Si2MnCrNi2MoA钎杆断裂失效分析

运用金相观察、扫描电镜观察和能谱定量分析等实验手段,从组织状态、夹杂物、断口形貌等方面分析了22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处断裂原因,同时对其疲劳裂纹起源和扩展进行了探讨.22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处断裂破坏并不是由组织异常和夹杂物引起的,而是由于22Si2MnCrNi2MoA钎杆存在明显的壁厚不均,在高频应力、严重的内外耗同时存在的应力状态下持续工作,壁厚较薄处极易成为受力薄弱区,疲劳裂纹更倾向于在此处优先形成,从而致使壁厚较薄处优先断裂,最终导致钎杆断裂失效.该钎杆疲劳破坏起源于内表面,属于多源的疲劳断裂.起源区微观形貌为韧窝形貌,扩展区的微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌.     

780MPa级热镀锌用TRIP钢退火工艺及组织演变

研究了热镀锌用高强TRIP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律. 结果表明:实验用钢可获得780.00MPa以上的抗拉强度和24.00%以上的断后延伸率;两相区加热温度和贝氏体保温时间对钢的力学性能具有显著影响,两相区加热温度为850℃,贝氏体保温时间为30s时,实验用钢能获得最佳的综合力学性能;在贝氏体中温相变后,仍有部分亚稳奥氏体(碳含量较低)在后续冷却过程中发生马氏体相变,从而导致钢退火后的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成.     

低碳中锰热轧TRIP钢退火工艺及组织演变

研究了第三代高强度高塑性TRIP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律.热轧后形成的原始马氏体与临界退火时形成的残余奥氏体使TRIP钢具有良好的强度和塑性.结果表明:实验用钢可获得1000MPa以上的抗拉强度和30%以上的断后延伸率,且强塑积30 GPa.%;退火温度和保温时间对钢的力学性能具有显著影响,热轧TRIP钢临界退火温度为630℃,保温时间18 h时,实验用钢能获得最佳的综合力学性能.     

退火时间对冷轧中锰TRIP钢组织和力学性能的影响

采用CCT-AY-Ⅱ型钢板连续退火机模拟分析了退火时间对中锰TRIP钢0.1C-7Mn组织性能的影响规律.利用扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射和X射线能量色散谱等研究了不同工艺下制备的0.1C-7Mn钢的微观组织和成分,利用X射线衍射法测量了残留奥氏体量,利用拉伸试验测试了其力学性能.0.1C-7Mn钢在650℃保温3 min退火后获得最佳的综合力学性能,其强度为1329 MPa,总延伸率为21.3%,强塑积为28 GPa·%.分析认为,0.1C-7Mn钢的高塑性是由亚稳奥氏体的TRIP效应和超细晶铁素体共同提供的,而高强度是由退火冷却过程中奥氏体转变的马氏体和拉伸变形过程中TRIP效应转变的马氏体的强化作用造成的.     

加热温度对TRIP钢连续冷却转变曲线及室温组织的影响

采用膨胀法在DIL805热膨胀仪上测定了不同加热温度下实验钢的连续冷却转变(CCT)曲线,通过光学显微镜和扫描电镜分析不同加热温度对CCT曲线和冷却试样显微组织的影响.结果表明:当加热温度由完全奥氏体化温度降低到两相区内较高温度时,CCT曲线中铁素体转变区左移;当加热温度处在两相区范围内时,随着加热温度的降低,铁素体转变被推迟,使得CCT曲线右移;新生铁素体外延生长方式和奥氏体中碳富集程度的差异是导致上述变迁的主要因素.     

退火后冷却方式对冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响

采用拉伸试验、扫描电镜、电子背散射衍射、透射电镜、X射线衍射等手段,研究了冷乳中锰钢（0.2C-5Mn)退火后不同冷却方式下的微观组织特点和拉伸性能.实验钢冷乳退火后为铁素体加逆转变奥氏体的双相组织.退火后空冷可以获得稳定性较髙的逆转变奥氏体,且其体积分数也明显髙于退火后炉冷.退火后空冷实验钢中的逆转变奥氏体在变形过程中产生持续的TRIP效应,提髙强度的同时获得了较髙的塑性,强塑积可达到26.5GPa.%.     

连续退火的无Si TRIP钢的组织和力学性能

在实验室用Gleeble3500热模拟试验机制备了一种无Si TRIP钢.利用拉伸试验机、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射以及热膨胀仪对其力学性能、微观组织和相变规律进行研究,在此基础上分析了贝氏体相变温度和时间对力学性能和残余奥氏体的影响.无Si TRIP钢呈现出良好的整体力学性能,抗拉强度分布在740～810 MPa,延伸率均在25%以上,最高可达32%以上;贝氏体等温温度为420℃时能获得最佳的综合力学性能,抗拉强度随贝氏体相变时间增加而下降,延伸率随之上升,而屈服强度没有显著变化.无Si TRIP制的铁素体晶粒大小约为3～4μm,比含Si TRIP钢铁素体晶粒细小;残余奥氏体的体积分数在8%～10%,比含Si TRIP钢低约3%;420℃保温300 s后贝氏体相变基本结束,而碳的扩散仍然在进行;无Si TRIP钢贝氏体相变速率比含Si TRIP钢快,贝氏体相变总量也更多.     

退火后冷却方式对冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响

采用拉伸试验、扫描电镜、电子背散射衍射、透射电镜、X射线衍射等手段,研究了冷轧中锰钢(0.2C-5Mn)退火后不同冷却方式下的微观组织特点和拉伸性能.实验钢冷轧退火后为铁素体加逆转变奥氏体的双相组织.退火后空冷可以获得稳定性较高的逆转变奥氏体,且其体积分数也明显高于退火后炉冷.退火后空冷实验钢中的逆转变奥氏体在变形过程中产生持续的TRIP效应,提高强度的同时获得了较高的塑性,强塑积可达到26.5 GPa·%。     

退火温度对退火马氏体基TRIP钢显微组织和力学性能的影响

将C-Si-Mn系TRIP钢通过完全淬火和两相区退火相结合的工艺,得到一种以退火马氏体为基体的TRIP钢(简称TAM钢),并对比分析了TAM钢在不同温度退火后的显微组织和力学性能.结果表明,TAM钢经退火后的显微组织特征为精细规整的板条退火马氏体基体、片状残余奥氏体和贝氏体/马氏体组成的混合组织.这种组织降低了基体的硬度以及基体和第二相之间的强度比,减少了基体的位错密度.随着退火温度的提高,退火马氏体基体的板条形态逐渐消失,新生马氏体/贝氏体的团状混合组织逐渐增多.当退火温度为780℃时,综合力学性能优异,抗拉强度为1130 MPa,延伸率可达20%,强塑积为22600 MPa·%.当退火温度较低时,残余奥氏体主要以片状存在于退火马氏体板条间,有利于TRIP效应的发生.     

保温时间和冷却方式对 Fe--28 Mn--2.8 Si--2.2 Al--TWIP钢组织和力学性能的影响

通过光学显微镜和电子背散射衍射技术研究了1000益退火温度下保温时间和冷却方式对Fe-28Mn-2.8Si-2.2Al-TWIP钢组织和性能的影响.结果表明：当保温时间为5、10和20 min时,随着保温时间的延长,奥氏体晶粒迅速长大,同时退火孪晶在晶粒内部变长、增厚,抗拉强度和屈服强度同时下降,但是延伸率变化不大.对比水冷和空冷两种冷却方式,水冷更有利于TWIP钢获得良好的力学性能,同时冷却速度对晶粒和取向有一定的影响.     

Effect of hot stamping parameters on the mechanical properties and microstructure of cold-rolled 22MnB5 steel strips

Thermomechanical experiments were carried out to reproduce the hot stamping process and to investigate the effects of process parameters on the microstructure and mechanical properties of stamped parts. The process parameters, such as austenitizing temperature, soaking time, initial deformation temperature and cooling rate, are studied. The resulting microstructures of specimens were observed and analyzed. To evaluate the mechanical properties of specimens, tensile and hardness tests were also performed at room temperature. The optimum parameters to achieve the highest tensile strength and the desired microstructure were acquired by comparing and analyzing the results. It is indicated that hot deformation changes the transformation characteristics of 22MnB5 steel. Austenite deformation promotes the austenite-to-ferrite transformation and elevates the critical cooling rate to induce a fully martensitic transformation.     

不同终轧温度下36Mn2V钢的连续冷却转变规律

采用Gleeble-1500热模拟机,测定了36Mn2V钢经四种终轧温度变形后的连续冷却膨胀曲线,结合金相-硬度法,获得了该钢种的连续冷却转变曲线.结果表明:随冷却速度的增大,实验钢的γ/α相变开始温度逐渐降低,贝氏体相变开始温度先升高到一个平台,随冷却速度的进一步增加又降低,晶粒细化;随终轧温度的降低,实验钢的动态连续冷却转变曲线整体向左上方移动,网状铁素体和晶内铁素体明显减少,晶粒略有细化;经四种温度终轧后以3℃.s-1的冷速冷却到室温的四个试样中,唯独950℃终轧的试样中未观察到贝氏体.     

退火温度对430不锈钢冷轧板组织和力学性能的影响

针对现场生产的430不锈钢冷轧板,通过高温连续退火实验研究了退火温度对材料显微组织、强度、塑性以及各向异性性能的影响.通过实验得到了合理的两段式加热连续退火工艺:选取中间温度为600℃,加热II段的加热速率为2.3℃·s-1,最高加热温度为840℃.随着退火温度的升高,薄板的屈服强度和硬度呈明显的两阶段降低趋势,延伸率呈"S"型趋势增加,平均塑性应变比基本保持不变(1.25左右),而轧制平面各向异性指数有一定的降低.针对430不锈钢冷轧板分别建立了屈服强度与退火软化率和延伸率之间的定量关系.     

Fe-C-Mn系冷轧双相钢两相区奥氏体化过程模拟

在对双相钢两相区奥氏体化过程进行热力学与动力学分析的基础上,建立了两相区奥氏体化过程的扩散模型,并采用显式有限体积法对740℃与780℃下的奥氏体化过程进行了数值求解.模拟结果表明:奥氏体长大初期受C元素在奥氏体中的扩散控制并很快达到亚平衡.该阶段奥氏体长大速度较快.奥氏体长大后期受Mn元素在铁素体中的扩散控制.该过程由于Mn元素的扩散速率比C元素的扩散速率低几个数量级而持续数千秒.当Mn元素在两相中的扩散通量相等时,奥氏体停止长大,Mn元素继续从铁素体向奥氏体中转移以完成其在两相中的均化.     

退火时间对高强细晶IF钢再结晶织构的影响

以含铌高强细晶IF钢为研究对象,在不同保温时间下进行了连续退火实验.通过采用OM显微分析及EBSD测试技术对实验钢进行显微组织和微观织构观察分析,得到含铌高强细晶IF钢在退火过程中织构的演变规律.实验结果揭示：高强细晶IF钢在连续退火过程中形成较强的〈111〉//ND再结晶织构.当退火温度为850℃,保温时间为120 s时,钢板具有最强的〈111〉//ND织构;随着保温时间的增加,〈111 〉//ND织构逐渐增强,〈 110〉//RD先减弱后增强.再结晶织构在{111}面与{112}面之间转化并发生漫散现象.