产品优势图
3）65锰冷轧钢板o热轧实验钢佳临界退火+淬火和配分（IA&QP）工艺参数为760℃临界区退火30min,180℃等温淬火10s并在350℃等温配分180s。该工艺下热轧实验钢展现出了 力学性能,即抗拉强度1231MPa,伸长率24.8%,强塑积可达30.5GPa·%。IA&QP工艺处理后4Mn-Nb-Mo热轧实验钢的抗拉强度均超过了 1024MPa,但伸长率和RA含量不高。
（4）采用新型循环淬火和奥氏体逆相变（CQ-ART）65锰钢板工艺处理后的4Mn-Nb-Mo冷轧实验钢,晶粒尺寸得到了明显的细化,同时RA含量显著提高。两次循环淬火后的CQ2-ART冷轧试样具有高RA含量（62.0%）、佳晶粒尺寸（0.40μm）以及稳定性;这为RA在变形期间TRIP效应的产生提供了有力的保证。终CQ2-ART试样获得了 综合性能,即抗拉强度为838MPa,伸长率为90.8%,强塑积达到76.1GPa·%。（5）研究4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo实验钢奥氏体稳定性因素,发现Mn元素的含量是影响其稳定性的主要因素。不同晶粒尺寸和Mn含量的RA具有不同等级的RA稳定性。实验钢RA中存在明显的Mn配分行为,进而导致RA具有不同级别的稳定性,也因此表现出不同的加工硬化行为。本论文设计的4Mn-Nb-Mo和5Mn-Nb-Mo两种低合金实验钢在拥有明显综合性能优势的同时达到了尽量减少总合金元素含量的目的。
（6）65锰钢板三种实验钢S3阶段加工硬化率曲线的大幅度波动归因于不连续TRIP效应。其原因在于RA在拉伸过程中转变为马氏体并且发生了体积膨胀,进而抵消部分应力集中并使应力转移到周围相中而产生协同变形,伴随着应力的松弛和转移;其次,实验钢中的RA需要有不同等级批次的稳定性,当应力值达到或超过该等级批次RA可发生相变的临界值才可产生TRIP效应。（7）Ms点受到RA中化学成分、晶粒尺寸、屈服强度和应力状态等作用影响。可通过将实验钢MSσ温度控制在使用温度以下,以获得更多更稳定的RA,进而产生更为广泛的TRIP效应,最终提高实验钢的综合性能。
结果表明,65锰钢板当变形方式由简单剪切变为单向拉伸再变为平面应变 变为等双拉时,奥氏体的稳定性逐渐下降。通过EBSD观察发现,不同变形方式下,随着应变量的增加,奥氏体逐渐发生畸变,部分奥氏体发生马氏体相变,铁素体内部几何必要位错密度增加。结合织构分析、Schmid因子及外力所做功的计算可知,变形方式由单向拉伸变为平面应变再变为等双拉时,奥氏体Schmid因子增加,同时机械外力所做的功上升,两种因素共同作用导致奥氏体的稳定性下降。而在简单剪切变形时,奥氏体Schmid因子较高,而机械外力所做的功 ,机械外力产生的相变驱动力较小,导致简单剪切变形时奥氏体的稳定性较高。以奥氏体在不同应变速率和变形方式下的稳定性为理论依据,利用弯曲回弹实验研究了成形工艺参数对中锰钢回弹行为的影响。
结果表明,弯曲变形后中锰钢厚度方向上发生不均匀变形。65mn锰冷轧钢板在增加冲压速度的条件下,弯曲内层区域的变形程度较低,导致发生马氏体相变的奥氏体体积分数减少及几何必要位错密度增加趋势减弱,使得加工硬化能力减弱,从而中锰钢的回弹角降低。在增加弯曲角度的条件下,弯曲内层区域的变形程度增加,使得发生马氏体相变的奥氏体体积分数增加以及几何必要位错密度增加,导致加工硬化增加,从而中锰钢的回弹角增加。当凹模跨距增加时,弯曲内层区域和外层区域的变形均降低,使得发生马氏体相变的奥氏体体积分数及几何必要位错密度呈现减弱趋势。在相同的总变形条件下,凹模跨距的增加,使得弹性变形阶段所占比例增大,因而中锰钢的回弹角增加。通过改变两相区退火工艺和轧制方式研究了奥氏体体积分数和织构对中锰钢弯曲回弹的影响。结果表明,奥氏体体积分数的增加,使得材料的弹性模量增加;制备不同奥氏体体积分数的两相区退火工艺使得中锰钢具有不同的屈服强度和加工硬化。
65mn锰冷轧钢板弹性模量、屈服强度和加工硬化的差异共同导致回弹角的变化。在不同的奥氏体织构条件下,中锰钢的弹性模量随着含<111>的织构组分强度的减弱而降低;同时其加工硬化能力随着含<1-10>和<001>的织构组分强度的增强而增加。弹性模量的降低和加工硬化能力的增加是回弹角增加的主要原因。考虑奥氏体体积分数和织构对弹性模量影响的有限元仿真模型,能够更精确地预测实验用中锰钢的回弹行为,其预测的回弹角更接近实验测定的回弹角。
产品案例
公司实力
汽车工业的快速发展对汽车用钢提出了更高要求,中锰相变诱导塑性（TRIP）钢作为第三代汽车用先进高强钢,由于其优秀的机械性能、相对低廉的成本、65锰钢板易加工性和轻量化等优势成为了研究热点。通过调控中锰钢的结构、热处理工艺和轧制工艺,提高其综合机械性能与服役性能,是中锰钢实现工业化生产的重要基础。65mn锰冷轧钢板本文在Fe-6Mn-0.2C-3Al中锰钢的基础上,通过添加量（0.6wt.%）Si元素（试样分别被标记为0Si和0.6Si）以调控其成分和结构。材料经65mn锰冷轧钢板热轧之后,系统的研究了临界退火时间、应变速率、热处理工艺和轧制工艺等对材料的机械性能和氢脆性能的影响。
获得以下主要结论:（1）热轧板在740℃下临界退火3～120min不等,退火时间对结构、机械性能和断裂行为的研究表明:0Si的结构为超细晶奥氏体和α-铁素体。0.6Si的结构中既存在超细晶奥氏体和α-铁素体,也存在大量粗晶粒δ-铁素体,且在退火过程中,δ-铁素体的硬度急剧下降。短时间退火时,0.6Si的机械性能稍低于0Si试样,如下:退火3～7min时,0Si和0.6Si对应的强塑积分别为13.8～37.9GPa·%17.1～25.3GPa·%。长时间退火时,0.6Si的机械性能远高于0Si试样,如下:退火30～60min时,0Si和0.6Si对应的强塑积分别为 38.6～31.8GPa·%和 58.2～55.6GPa·%。0Si的裂纹主要于γ（α’）/α界面处形核,0.6Si的裂纹主要于γ（α’）/α和（γ（α’）+α）/δ界面处形核。65mn锰冷轧钢板当δ-铁素体的硬度高于奥氏体和α-铁素体时,0.6Si的裂纹优先沿着（γ（α’）+α）/δ界面扩展,形成平行于拉伸方向的大量裂纹,并造成断口分层;当δ-铁素体的硬度远低于奥氏体和α-铁素体时,0.6Si的裂纹优先穿过γ（α’）/α结构,形成垂直于拉伸方向的大量裂纹,当其扩展至较软δ-铁素体时,发生止裂。
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