Current opinion in medium manganese steel
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2015
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
Thermal processing of ferritic 5Mn steel for toughness at cryogenic temperatures
1
1980
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
Austenite stabilization through manganese enrichment
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2011
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
Mn partitioning during the intercritical annealing of ultrafine-grained 6% Mn transformation-induced plasticity steel
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2011
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
... [4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
Fabrication of an ultrafine-grained structure by a compositional pinning technique
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2014
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
... 关于中锰钢的报道最早可追溯到上世纪七八十年代.Miller等研[12]究者对0.11C-5.7Mn进行罩式退火处理获得多边形铁素体基体和体积分数超过29%奥氏体的混合组织,抗拉强度达878 MPa.Niikura等[5]对5Mn钢研究表明经过退火处理,可获得超细铁素体基体和大量亚稳奥氏体组织,抗拉强度达669 MPa.当时对中锰钢并无统一的认识,而近年Mn的质量分数为5%~12%的中锰钢作为第三代先进汽车用高强钢,随着汽车轻量化的不断发展已成为新的研究热点.本节将从成分设计和加工工艺两方面综述中锰钢的研究进展. ...
Recent progress in medium-Mn steels made with new designing strategies, a review
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2017
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
汽车用先进高强钢的应用现状和发展方向
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2011
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
汽车用先进高强钢的应用现状和发展方向
1
2011
... 作为汽车用第三代先进高强钢种之一,中锰TRIP (相变致塑) 钢 (简称中锰钢) 因其低碳中合金,低成本,高强塑积等特点而逐渐被人关注[1-4].中锰钢一般由板条马氏体组织经过两相区退火,通过C、Mn扩散配分获得稳定奥氏体[2,3]并利用Mn钉扎作用抑制晶粒长大,获得超细铁素体基体[4];超细的铁素体组织与外加应力作用下奥氏体发生的TRIP效应[5],共同导致了中锰钢具有优异的强度和塑性等力学特征.其微观组织由亚微米铁素体基体和20%~40%的亚稳态残余奥氏体等组成,与传统TRIP钢和淬火配分QP钢中残余奥氏体不超过15%的含量相比,中锰钢组织中亚稳相含量大幅提高,带来了更优异的加工硬化性能[6,7],然而中锰钢依然存在一系列问题,如制备过程中淬火+回火工艺的强塑性匹配问题、临界退火工艺的屈强比问题,以及服役过程中的电阻点焊性能、及可能存在的氢致开裂行为需要进行更加深入且细致的研究. ...
高强钢的氢致延迟断裂行为研究进展
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2015
... 氢致开裂 (HIC),即在H与应力的协同作用下,经过一定时间后材料发生毫无征兆的脆性破坏的现象[8].由于钢铁冶炼过程中H的残余,焊接、酸洗、电镀过程中H的渗入,以及在酸、水等环境条件下服役过程中电化学阴极反应生成H等原因,钢铁材料中不可避免的存在一定量的H.一般而言,钢铁材料的HIC敏感性随着强度的增加而上升.对于中锰钢这类先进高强钢,其强度往往超过1000 MPa,因此其HIC倾向愈发明显. ...
高强钢的氢致延迟断裂行为研究进展
1
2015
... 氢致开裂 (HIC),即在H与应力的协同作用下,经过一定时间后材料发生毫无征兆的脆性破坏的现象[8].由于钢铁冶炼过程中H的残余,焊接、酸洗、电镀过程中H的渗入,以及在酸、水等环境条件下服役过程中电化学阴极反应生成H等原因,钢铁材料中不可避免的存在一定量的H.一般而言,钢铁材料的HIC敏感性随着强度的增加而上升.对于中锰钢这类先进高强钢,其强度往往超过1000 MPa,因此其HIC倾向愈发明显. ...
Hydrogen embrittlement phenomena and mechanisms
1
2012
... 目前针对先进高强钢HIC的研究已成为研究热点,学者认为HIC主要是由于钢中扩散氢与位错、晶界、溶质原子等氢陷阱的相互作用导致的突发断裂失效.目前提出的主要理论有:氢压理论、氢致解聚理论 (HEDE,或称为弱键理论) 、氢致局部塑性变形理论 (HELP)、氢致空洞形核理论 (HEVF) 等[9,10],每个理论都能解释一定的HIC现象,但依然缺乏一套全面、完善、成熟的理论.对于目前发展的先进高强钢,他们的HIC行为均具有各自的独特性:双相钢中氢在双相组织的分布及变形过程中局部应变分布导致其HIC过程影响因素较多,其开裂机制极为复杂;TWIP钢在变形过程中生成孪晶,孪晶如何影响氢致裂纹萌生与扩展成为了研究的难点[11];对于TRIP钢,目前需要明确TRIP效应对于HIC的影响规律,并阐明奥氏体含量与稳定性对HIC的影响机理. ...
Enumeration of the hydrogen-enhanced localized plasticity mechanism for hydrogen embrittlement in structural materials
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2019
... 目前针对先进高强钢HIC的研究已成为研究热点,学者认为HIC主要是由于钢中扩散氢与位错、晶界、溶质原子等氢陷阱的相互作用导致的突发断裂失效.目前提出的主要理论有:氢压理论、氢致解聚理论 (HEDE,或称为弱键理论) 、氢致局部塑性变形理论 (HELP)、氢致空洞形核理论 (HEVF) 等[9,10],每个理论都能解释一定的HIC现象,但依然缺乏一套全面、完善、成熟的理论.对于目前发展的先进高强钢,他们的HIC行为均具有各自的独特性:双相钢中氢在双相组织的分布及变形过程中局部应变分布导致其HIC过程影响因素较多,其开裂机制极为复杂;TWIP钢在变形过程中生成孪晶,孪晶如何影响氢致裂纹萌生与扩展成为了研究的难点[11];对于TRIP钢,目前需要明确TRIP效应对于HIC的影响规律,并阐明奥氏体含量与稳定性对HIC的影响机理. ...
A review of the influence of hydrogen on the mechanical properties of DP, TRIP, and TWIP advanced high-strength steels for auto construction
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2016
... 目前针对先进高强钢HIC的研究已成为研究热点,学者认为HIC主要是由于钢中扩散氢与位错、晶界、溶质原子等氢陷阱的相互作用导致的突发断裂失效.目前提出的主要理论有:氢压理论、氢致解聚理论 (HEDE,或称为弱键理论) 、氢致局部塑性变形理论 (HELP)、氢致空洞形核理论 (HEVF) 等[9,10],每个理论都能解释一定的HIC现象,但依然缺乏一套全面、完善、成熟的理论.对于目前发展的先进高强钢,他们的HIC行为均具有各自的独特性:双相钢中氢在双相组织的分布及变形过程中局部应变分布导致其HIC过程影响因素较多,其开裂机制极为复杂;TWIP钢在变形过程中生成孪晶,孪晶如何影响氢致裂纹萌生与扩展成为了研究的难点[11];对于TRIP钢,目前需要明确TRIP效应对于HIC的影响规律,并阐明奥氏体含量与稳定性对HIC的影响机理. ...
... TRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
Ultrafine-grained microstructures and mechanical properties of alloy steels
1
1972
... 关于中锰钢的报道最早可追溯到上世纪七八十年代.Miller等研[12]究者对0.11C-5.7Mn进行罩式退火处理获得多边形铁素体基体和体积分数超过29%奥氏体的混合组织,抗拉强度达878 MPa.Niikura等[5]对5Mn钢研究表明经过退火处理,可获得超细铁素体基体和大量亚稳奥氏体组织,抗拉强度达669 MPa.当时对中锰钢并无统一的认识,而近年Mn的质量分数为5%~12%的中锰钢作为第三代先进汽车用高强钢,随着汽车轻量化的不断发展已成为新的研究热点.本节将从成分设计和加工工艺两方面综述中锰钢的研究进展. ...
Heat treatment effects on the microstructure and mechanical properties of a medium manganese steel (0.2C-5Mn)
1
2012
... Mn是中锰钢中的标志性合金元素,质量分数占3%~12%,其主要作用之一是稳定奥氏体[13-15].研究[16]表明,在一定范围内,随着Mn含量的增加,奥氏体体积分数增加,强塑积增加.然而,徐娟萍等[17]对比大量中锰钢文献表明,虽然奥氏体体积分数随Mn含量增加而增加,但其强塑积与Mn含量无明显的依赖关系. ...
Elucidating the effect of Mn partitioning on interface migration and carbon partitioning during quenching and partitioning of the Fe-C-Mn-Si steels: modeling and experiments
0
2018
Analysis of ferrite growth retardation induced by local Mn enrichment in austenite created by prior interface passages
1
2013
... Mn是中锰钢中的标志性合金元素,质量分数占3%~12%,其主要作用之一是稳定奥氏体[13-15].研究[16]表明,在一定范围内,随着Mn含量的增加,奥氏体体积分数增加,强塑积增加.然而,徐娟萍等[17]对比大量中锰钢文献表明,虽然奥氏体体积分数随Mn含量增加而增加,但其强塑积与Mn含量无明显的依赖关系. ...
Microstructural characteristics and tensile behavior of medium manganese steels with different manganese additions
1
2018
... Mn是中锰钢中的标志性合金元素,质量分数占3%~12%,其主要作用之一是稳定奥氏体[13-15].研究[16]表明,在一定范围内,随着Mn含量的增加,奥氏体体积分数增加,强塑积增加.然而,徐娟萍等[17]对比大量中锰钢文献表明,虽然奥氏体体积分数随Mn含量增加而增加,但其强塑积与Mn含量无明显的依赖关系. ...
中锰钢的研究进展与前景
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2019
... Mn是中锰钢中的标志性合金元素,质量分数占3%~12%,其主要作用之一是稳定奥氏体[13-15].研究[16]表明,在一定范围内,随着Mn含量的增加,奥氏体体积分数增加,强塑积增加.然而,徐娟萍等[17]对比大量中锰钢文献表明,虽然奥氏体体积分数随Mn含量增加而增加,但其强塑积与Mn含量无明显的依赖关系. ...
中锰钢的研究进展与前景
1
2019
... Mn是中锰钢中的标志性合金元素,质量分数占3%~12%,其主要作用之一是稳定奥氏体[13-15].研究[16]表明,在一定范围内,随着Mn含量的增加,奥氏体体积分数增加,强塑积增加.然而,徐娟萍等[17]对比大量中锰钢文献表明,虽然奥氏体体积分数随Mn含量增加而增加,但其强塑积与Mn含量无明显的依赖关系. ...
C和Mn元素配分行为对冷轧中锰TRIP钢组织性能的影响
1
2019
... 中锰钢中C含量一般控制在0.1%~0.6%范围.适量的C可以促进奥氏体逆转变,扩大奥氏体稳定区,提升钢铁材料的力学性能[18,19].而过量碳则会将产生碳偏析,影响焊接性能.李楠等[20]研究了不同碳含量 (0.1%~0.4%) 对冷轧中锰钢的影响,经过实验对比,当C含量从0.1%增加到0.2%时,抗拉强度变化不大,均为1000 MPa左右,而断后伸长率从27%升高到43%时,强塑积从28GPa%提高到45GPa%.而当C含量提升到0.4%时,虽然钢的强度提高至1200 MPa,但其塑性却严重下降,这是由于C含量过高导致碳化物析出所造成的. ...
C和Mn元素配分行为对冷轧中锰TRIP钢组织性能的影响
1
2019
... 中锰钢中C含量一般控制在0.1%~0.6%范围.适量的C可以促进奥氏体逆转变,扩大奥氏体稳定区,提升钢铁材料的力学性能[18,19].而过量碳则会将产生碳偏析,影响焊接性能.李楠等[20]研究了不同碳含量 (0.1%~0.4%) 对冷轧中锰钢的影响,经过实验对比,当C含量从0.1%增加到0.2%时,抗拉强度变化不大,均为1000 MPa左右,而断后伸长率从27%升高到43%时,强塑积从28GPa%提高到45GPa%.而当C含量提升到0.4%时,虽然钢的强度提高至1200 MPa,但其塑性却严重下降,这是由于C含量过高导致碳化物析出所造成的. ...
Austenite stabilisation by two step partitioning of manganese and carbon in a Mn-TRIP steel
1
2019
... 中锰钢中C含量一般控制在0.1%~0.6%范围.适量的C可以促进奥氏体逆转变,扩大奥氏体稳定区,提升钢铁材料的力学性能[18,19].而过量碳则会将产生碳偏析,影响焊接性能.李楠等[20]研究了不同碳含量 (0.1%~0.4%) 对冷轧中锰钢的影响,经过实验对比,当C含量从0.1%增加到0.2%时,抗拉强度变化不大,均为1000 MPa左右,而断后伸长率从27%升高到43%时,强塑积从28GPa%提高到45GPa%.而当C含量提升到0.4%时,虽然钢的强度提高至1200 MPa,但其塑性却严重下降,这是由于C含量过高导致碳化物析出所造成的. ...
碳含量对冷轧中锰钢双相区退火组织和力学性能的影响
1
2012
... 中锰钢中C含量一般控制在0.1%~0.6%范围.适量的C可以促进奥氏体逆转变,扩大奥氏体稳定区,提升钢铁材料的力学性能[18,19].而过量碳则会将产生碳偏析,影响焊接性能.李楠等[20]研究了不同碳含量 (0.1%~0.4%) 对冷轧中锰钢的影响,经过实验对比,当C含量从0.1%增加到0.2%时,抗拉强度变化不大,均为1000 MPa左右,而断后伸长率从27%升高到43%时,强塑积从28GPa%提高到45GPa%.而当C含量提升到0.4%时,虽然钢的强度提高至1200 MPa,但其塑性却严重下降,这是由于C含量过高导致碳化物析出所造成的. ...
碳含量对冷轧中锰钢双相区退火组织和力学性能的影响
1
2012
... 中锰钢中C含量一般控制在0.1%~0.6%范围.适量的C可以促进奥氏体逆转变,扩大奥氏体稳定区,提升钢铁材料的力学性能[18,19].而过量碳则会将产生碳偏析,影响焊接性能.李楠等[20]研究了不同碳含量 (0.1%~0.4%) 对冷轧中锰钢的影响,经过实验对比,当C含量从0.1%增加到0.2%时,抗拉强度变化不大,均为1000 MPa左右,而断后伸长率从27%升高到43%时,强塑积从28GPa%提高到45GPa%.而当C含量提升到0.4%时,虽然钢的强度提高至1200 MPa,但其塑性却严重下降,这是由于C含量过高导致碳化物析出所造成的. ...
Deformation behavior of ferrite-austenite duplex lightweight Fe-Mn-Al-C steel
1
2012
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
Characterisation on Al-bearing hot-rolled TRIP steel produced through isothermal bainite transformation
1
2020
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
Effects of annealing conditions on microstructure and mechanical properties of low carbon, manganese transformation-induced plasticity steel
1
2009
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
The influence of silicon additions on the deformation behavior of austenite-ferrite duplex medium manganese steels
1
2018
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
Effect of V-Ti addition on microstructure evolution and mechanical properties of hot-rolled transformation-induced plasticity steel
1
2019
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
钒合金化中锰钢组织及力学性能研究
1
2019
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
钒合金化中锰钢组织及力学性能研究
1
2019
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
Influence of Nb and V on microstructure and mechanical properties of hot-rolled medium Mn steels
1
2018
... 中锰钢中Al可以扩大两相区,抑制渗碳体生成,维持奥氏体的稳定[21,22].另外研究表明,含铝中锰钢还会出现双峰分布的铁素体,使之拥有更高的延伸率和更短的吕德斯带[23].一定量的Si可作为铁素体稳定元素,并促进铁素体中C向奥氏体的配分,起到稳定奥氏体的作用[24].此外,研究[25,26]表明中锰钢中加入V,可与钢中的C或者N形成VC或VN,继而起到析出强化和晶界强化的作用;与V作用类似,在中锰钢中加入Nb,可与C生成第二相,继而钉扎位错,细化晶粒,提升材料的强度[27]. ...
Effect of cold reduction on microstructure and mechanical property of 5% Mn steel
1
2018
... Natsumeda等[28]对0.2C-2Si-5Mn钢分别进行冷轧-临界退火和热轧-临界退火,均得到铁素体和奥氏体双相组织,不同的是冷轧样品表现出等轴状组织,而热轧样品显示板条复相组织.此外,随着临界区退火时间的延长,奥氏体含量增加,抗拉强度和延伸率也随之提高.Magalhaes等[29]通过1100 ℃热轧和630 ℃温轧的方式分别对8Mn钢进行轧制研究表明,与热轧钢中形态均一的奥氏体相比,温轧钢中的奥氏体呈条状和等轴状混合形态,这种奥氏体晶粒形态的异质性会导致奥氏体的机械稳定性不同,继而在变形过程中贡献更高的加工硬化性能,从而提升了8Mn钢的强度 (1307 MPa) 和延伸率 (30%).此外,赵晓丽等[30]分别通过冷轧、热轧、温轧,同样得到等轴状、板条状以及等轴状/板条复合组织,不同轧制工艺下中锰钢典型TEM像及示意图如图1所示. ...
Analysis of medium manganese steel through cold-rolling and intercritical annealing or warm-rolling
1
2019
... Natsumeda等[28]对0.2C-2Si-5Mn钢分别进行冷轧-临界退火和热轧-临界退火,均得到铁素体和奥氏体双相组织,不同的是冷轧样品表现出等轴状组织,而热轧样品显示板条复相组织.此外,随着临界区退火时间的延长,奥氏体含量增加,抗拉强度和延伸率也随之提高.Magalhaes等[29]通过1100 ℃热轧和630 ℃温轧的方式分别对8Mn钢进行轧制研究表明,与热轧钢中形态均一的奥氏体相比,温轧钢中的奥氏体呈条状和等轴状混合形态,这种奥氏体晶粒形态的异质性会导致奥氏体的机械稳定性不同,继而在变形过程中贡献更高的加工硬化性能,从而提升了8Mn钢的强度 (1307 MPa) 和延伸率 (30%).此外,赵晓丽等[30]分别通过冷轧、热轧、温轧,同样得到等轴状、板条状以及等轴状/板条复合组织,不同轧制工艺下中锰钢典型TEM像及示意图如图1所示. ...
高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究
4
2019
... Natsumeda等[28]对0.2C-2Si-5Mn钢分别进行冷轧-临界退火和热轧-临界退火,均得到铁素体和奥氏体双相组织,不同的是冷轧样品表现出等轴状组织,而热轧样品显示板条复相组织.此外,随着临界区退火时间的延长,奥氏体含量增加,抗拉强度和延伸率也随之提高.Magalhaes等[29]通过1100 ℃热轧和630 ℃温轧的方式分别对8Mn钢进行轧制研究表明,与热轧钢中形态均一的奥氏体相比,温轧钢中的奥氏体呈条状和等轴状混合形态,这种奥氏体晶粒形态的异质性会导致奥氏体的机械稳定性不同,继而在变形过程中贡献更高的加工硬化性能,从而提升了8Mn钢的强度 (1307 MPa) 和延伸率 (30%).此外,赵晓丽等[30]分别通过冷轧、热轧、温轧,同样得到等轴状、板条状以及等轴状/板条复合组织,不同轧制工艺下中锰钢典型TEM像及示意图如图1所示. ...
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30]和组织示意图
TEM images[30] (a-c) and structure diagrammatic sketches (d-f) of the tested steel under cold rolling (a), warm rolling (b) and hot rolling (c)Fig.1![]()
其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
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30] (a-c) and structure diagrammatic sketches (d-f) of the tested steel under cold rolling (a), warm rolling (b) and hot rolling (c)
Fig.1![]()
其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究
4
2019
... Natsumeda等[28]对0.2C-2Si-5Mn钢分别进行冷轧-临界退火和热轧-临界退火,均得到铁素体和奥氏体双相组织,不同的是冷轧样品表现出等轴状组织,而热轧样品显示板条复相组织.此外,随着临界区退火时间的延长,奥氏体含量增加,抗拉强度和延伸率也随之提高.Magalhaes等[29]通过1100 ℃热轧和630 ℃温轧的方式分别对8Mn钢进行轧制研究表明,与热轧钢中形态均一的奥氏体相比,温轧钢中的奥氏体呈条状和等轴状混合形态,这种奥氏体晶粒形态的异质性会导致奥氏体的机械稳定性不同,继而在变形过程中贡献更高的加工硬化性能,从而提升了8Mn钢的强度 (1307 MPa) 和延伸率 (30%).此外,赵晓丽等[30]分别通过冷轧、热轧、温轧,同样得到等轴状、板条状以及等轴状/板条复合组织,不同轧制工艺下中锰钢典型TEM像及示意图如图1所示. ...
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30]和组织示意图
TEM images[30] (a-c) and structure diagrammatic sketches (d-f) of the tested steel under cold rolling (a), warm rolling (b) and hot rolling (c)Fig.1![]()
其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
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30] (a-c) and structure diagrammatic sketches (d-f) of the tested steel under cold rolling (a), warm rolling (b) and hot rolling (c)
Fig.1![]()
其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Microstructure and mechanical properties of a novel hot-rolled 4%Mn steel processed by intercritical annealing
1
2018
... 其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
连续退火时间对温轧中锰钢组织性能的影响
1
2014
... 其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
连续退火时间对温轧中锰钢组织性能的影响
1
2014
... 其次,临界退火温度和退火时间影响组织结构.Wang等[31]对0.25C-4Mn-1.88Al钢进行不同温度的临界退火处理,结果表明:随着退火温度从700 ℃、720 ℃升高到740 ℃、760 ℃,残余奥氏体分数从25%、46%升高到53%,然后降低到46%,但奥氏体的稳定性逐渐降低,其中720 ℃退火由于奥氏体体积分数较高且稳定性较好,获得了最优的综合力学性能 (强塑积为46 GPa%).韩赟等[32]对温轧5Mn钢在650 ℃进行了1~10 min的临界退火处理,实验表明退火1 min组织为板条铁素体+点状/针状奥氏体;退火3 min奥氏体含量增加,点状奥氏体长大为等轴状,针状奥氏体合并为板条状;退火时间继续延长至10 min,奥氏体进一步长大. ...
Thermal stability of retained austenite and mechanical properties of medium-Mn steel during tempering treatment
1
2017
... 再次,退火后回火也会影响奥氏体的稳定性.Zhao等[33]对0.1C-5Mn钢进行了不同温度的回火处理,结果表明随着回火温度从200 ℃,300 ℃升高到400 ℃,奥氏体分解析出的渗碳体体积分数增加,奥氏体含量及奥氏体含碳量随之降低,稳定性降低,在渗碳体析出强化加强和奥氏体TRIP效应减弱的复合作用下,材料强度提高塑性降低;但当回火温度进一步升高到500 ℃时,奥氏体TRIP效应减弱的影响起主导作用,导致抗拉强度和塑性的急剧下降. ...
The significant impact of pre-strain on the structure-mechanical properties relationship in cold-rolled medium manganese TRIP steel
1
2018
... 预变形也会对中锰钢的组织及力学性能造成一定的影响.Li等[34]通过对含Al中锰钢进行10%预应变处理,获得了抗拉强度1100 MPa和强塑积50.2 GPa%的优异性能,他们认为预应变可以导致残余奥氏体平均晶粒尺寸减小,力学稳定性提高,加工硬化能力提升,同时预应变还使组织中位错密度提高,强度提升.此外,越来越多先进加工工艺被用于中锰钢的生产,以获得更优异的性能,如Ding等[35]通过闪速加热使中锰钢形成大量化学界面,阻止马氏体相变,将中锰钢强度由~1060 MPa提升至1458 MPa,甚至可达到2000 MPa以上. ...
Chemical boundary engineering: a new route toward lean, ultrastrong yet ductile steels
1
2020
... 预变形也会对中锰钢的组织及力学性能造成一定的影响.Li等[34]通过对含Al中锰钢进行10%预应变处理,获得了抗拉强度1100 MPa和强塑积50.2 GPa%的优异性能,他们认为预应变可以导致残余奥氏体平均晶粒尺寸减小,力学稳定性提高,加工硬化能力提升,同时预应变还使组织中位错密度提高,强度提升.此外,越来越多先进加工工艺被用于中锰钢的生产,以获得更优异的性能,如Ding等[35]通过闪速加热使中锰钢形成大量化学界面,阻止马氏体相变,将中锰钢强度由~1060 MPa提升至1458 MPa,甚至可达到2000 MPa以上. ...
Effect of retained austenite stability and morphology on the hydrogen embrittlement susceptibility in quenching and partitioning treated steels
1
2016
... 前文已经提到,中锰TRIP钢主要是由细晶铁素体基体和嵌入其中的奥氏体组成.铁素体是碳溶解在α-Fe中的间隙固溶体,具有体心立方结构,滑移系高达48个;同时氢在其中扩散快,固溶度低,具有良好的塑性特征和敏感的HIC特征.奥氏体是面心立方结构,具有较高的氢固溶度和较低的氢扩散系数,因此部分研究认为奥氏体可以作为不可逆氢陷阱,降低HIC敏感性[36];但室温下奥氏体机械稳定性较低,H的溶解度较高,容易在应变/应力作用下发生马氏体相变,从而作为“氢源”,增大了HIC敏感性[37]. ...
中高碳钢强塑性组织调控与氢脆相关性研究
1
2017
... 前文已经提到,中锰TRIP钢主要是由细晶铁素体基体和嵌入其中的奥氏体组成.铁素体是碳溶解在α-Fe中的间隙固溶体,具有体心立方结构,滑移系高达48个;同时氢在其中扩散快,固溶度低,具有良好的塑性特征和敏感的HIC特征.奥氏体是面心立方结构,具有较高的氢固溶度和较低的氢扩散系数,因此部分研究认为奥氏体可以作为不可逆氢陷阱,降低HIC敏感性[36];但室温下奥氏体机械稳定性较低,H的溶解度较高,容易在应变/应力作用下发生马氏体相变,从而作为“氢源”,增大了HIC敏感性[37]. ...
中高碳钢强塑性组织调控与氢脆相关性研究
1
2017
... 前文已经提到,中锰TRIP钢主要是由细晶铁素体基体和嵌入其中的奥氏体组成.铁素体是碳溶解在α-Fe中的间隙固溶体,具有体心立方结构,滑移系高达48个;同时氢在其中扩散快,固溶度低,具有良好的塑性特征和敏感的HIC特征.奥氏体是面心立方结构,具有较高的氢固溶度和较低的氢扩散系数,因此部分研究认为奥氏体可以作为不可逆氢陷阱,降低HIC敏感性[36];但室温下奥氏体机械稳定性较低,H的溶解度较高,容易在应变/应力作用下发生马氏体相变,从而作为“氢源”,增大了HIC敏感性[37]. ...
The mechanism of hydrogen embrittlement in intercritically annealed medium Mn TRIP steel
1
2016
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Austenite morphology and resistance to hydrogen embrittlement in medium Mn transformation-induced plasticity steel
1
2019
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
不同处理状态下0.1C-5Mn中锰钢的氢脆敏感性
1
2019
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
不同处理状态下0.1C-5Mn中锰钢的氢脆敏感性
1
2019
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Hydrogen embrittlement behavior of high strength low carbon medium manganese steel under different heat treatments
1
2019
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
高强塑积含铝中锰钢组织调控及氢脆敏感性研究
2
2018
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
高强塑积含铝中锰钢组织调控及氢脆敏感性研究
2
2018
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
Effect of heat treatment processes on hydrogen embrittlement in hot-rolled medium Mn steels
1
2020
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Effects of rolling and heat treatment on hydrogen embrittlement in medium-Mn steel
1
2021
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Influence of microstructure on hydrogen embrittlement in hot-rolled medium Mn steels
1
2020
... Han等[38]研究7Mn钢热轧板条状组织和冷轧粒状组织的HIC性能差异,结果表明粒状组织具有较好的HIC抗性,这是由于裂纹在粒状组织中扩展路径比板条状组织中更加曲折导致的.与之不同的是,在中锰Q&P钢中板条奥氏体比等轴奥氏体具有更好的HIC抗性[39].赵晓丽等[30]系统研究了0.1C-5Mn的氢致断裂特性,表明随冷轧退火时间延长,组织粗化,奥氏体稳定性降低,实验钢的HIC塑性损失迅速增加,从退火5 min的12%迅速增加到退火60 min的62%;温轧、热轧具有同样的现象.进一步比较三种不同轧制工艺相同退火工艺处理后样品的性能,结果表明三者强塑积相近,约为30 GPa%;但三者HIC敏感性差异较大:热轧板条状组织性能最差,冷轧等轴状组织居中,板条和等轴状混合的温轧组织表现最优.研究者认为原因如下:氢致裂纹优先在原奥氏体晶界处萌生,热轧原奥氏体晶粒尺寸要远远大于温轧和冷轧,因此晶界更少,吸附同等氢含量,富集程度更高,因此热轧态HIC敏感性最高;等轴奥氏体机械稳定性差,更易发生TRIP效应从而导致变形应力集中和奥氏体中H的释放富集,继而产生氢致裂纹,因此HIC敏感性次之;温轧态氢富集少、奥氏体稳定性高,奥氏体的“氢陷阱”作用突出,因此具有最低的HIC敏感性[40].Du等[41]制备了3种含有不同体积分数奥氏体 (分别为0.2%,10.2%,22.4%) 的中锰钢,通过慢应变速率拉伸实验揭示出HIC敏感性随残余奥氏体含量增加而降低;充氢完成后在空气中暴露24 h,由于其残余氢浓度含量较低,HIC敏感性基本不受充氢参数影响.邵成伟等[42]对含3%Al中锰钢在不同变形量 (0%~89%) 的HIC敏感性进行研究,经过不同变形后,板条奥氏体变得细小密集平直,稳定性增加,同时导致奥氏体/铁素体界面增加,有效降低了H的富集;开裂过程中,发生分层断裂,细小片层状裂纹吸收能量,释放应力,从而降低了材料的HIC敏感性.Xu[43]等对Fe-6Mn-3Al钢进行了不同热处理,表明通过温轧和淬火配分工艺获得较稳定的逆变奥氏体降低了材料的HIC敏感性;同时软化退火通过消除原奥氏体晶界降低了材料的HIC敏感性[44];在其基础上对Si含量进行调控,表明Si含量上升使得逆变奥氏体含量与稳定性均增加,进而提高了材料HIC的抗性[45].综上,奥氏体的形态、含量以及稳定性对中锰钢的HIC敏感性具有重要影响. ...
Analysis of hydrogen atom transport in a two-phase alloy
1
1994
... 由于H在铁素体和奥氏体中扩散速率和固溶度的极大差异导致中锰钢内部微观组织与氢的作用更加复杂.研究[46,47]表明,铁素体/奥氏体 (F/A) 界面可作为不可逆氢陷阱,因此F/A界面严重影响了HIC敏感性.Sun等[48]制备了两种不同奥氏体含量 (IA700样品,奥氏体体积分数26%和IA800样品,奥氏体体积分数59%) 的中锰钢,两种样品中相体积分数、位错密度、相界面的差别导致不同的氢扩散行为与HIC敏感性,且占主导地位的HIC机制也表现出不同.IA700中锰钢中体积分数占74%的高位错密度铁素体提供了大量的弱氢捕获位点和充分的扩散通道,避免了H在奥氏体晶界处聚集导致的沿晶断裂,其HELP机制起主要作用.对于IA800,由于其含有较多的α-γ相界与奥氏体等较强的氢捕获位点,HEDE机制起主要作用.两者的HIC过程示意图如图2所示[49],IA700样品具有更好的抗HIC性能.此项研究表明通过调整中锰钢各相比例及界面分布,可同时改善HIC敏感性和强度. ...
Comparison of hydrogen gas embrittlement of austenitic and ferritic stainless-steels
1
1987
... 由于H在铁素体和奥氏体中扩散速率和固溶度的极大差异导致中锰钢内部微观组织与氢的作用更加复杂.研究[46,47]表明,铁素体/奥氏体 (F/A) 界面可作为不可逆氢陷阱,因此F/A界面严重影响了HIC敏感性.Sun等[48]制备了两种不同奥氏体含量 (IA700样品,奥氏体体积分数26%和IA800样品,奥氏体体积分数59%) 的中锰钢,两种样品中相体积分数、位错密度、相界面的差别导致不同的氢扩散行为与HIC敏感性,且占主导地位的HIC机制也表现出不同.IA700中锰钢中体积分数占74%的高位错密度铁素体提供了大量的弱氢捕获位点和充分的扩散通道,避免了H在奥氏体晶界处聚集导致的沿晶断裂,其HELP机制起主要作用.对于IA800,由于其含有较多的α-γ相界与奥氏体等较强的氢捕获位点,HEDE机制起主要作用.两者的HIC过程示意图如图2所示[49],IA700样品具有更好的抗HIC性能.此项研究表明通过调整中锰钢各相比例及界面分布,可同时改善HIC敏感性和强度. ...
Dependence of hydrogen embrittlement mechanisms on microstructure-driven hydrogen distribution in medium Mn steels
1
2020
... 由于H在铁素体和奥氏体中扩散速率和固溶度的极大差异导致中锰钢内部微观组织与氢的作用更加复杂.研究[46,47]表明,铁素体/奥氏体 (F/A) 界面可作为不可逆氢陷阱,因此F/A界面严重影响了HIC敏感性.Sun等[48]制备了两种不同奥氏体含量 (IA700样品,奥氏体体积分数26%和IA800样品,奥氏体体积分数59%) 的中锰钢,两种样品中相体积分数、位错密度、相界面的差别导致不同的氢扩散行为与HIC敏感性,且占主导地位的HIC机制也表现出不同.IA700中锰钢中体积分数占74%的高位错密度铁素体提供了大量的弱氢捕获位点和充分的扩散通道,避免了H在奥氏体晶界处聚集导致的沿晶断裂,其HELP机制起主要作用.对于IA800,由于其含有较多的α-γ相界与奥氏体等较强的氢捕获位点,HEDE机制起主要作用.两者的HIC过程示意图如图2所示[49],IA700样品具有更好的抗HIC性能.此项研究表明通过调整中锰钢各相比例及界面分布,可同时改善HIC敏感性和强度. ...
A novel observation on cementite formed during intercritical annealing of medium Mn steel
4
2016
... 由于H在铁素体和奥氏体中扩散速率和固溶度的极大差异导致中锰钢内部微观组织与氢的作用更加复杂.研究[46,47]表明,铁素体/奥氏体 (F/A) 界面可作为不可逆氢陷阱,因此F/A界面严重影响了HIC敏感性.Sun等[48]制备了两种不同奥氏体含量 (IA700样品,奥氏体体积分数26%和IA800样品,奥氏体体积分数59%) 的中锰钢,两种样品中相体积分数、位错密度、相界面的差别导致不同的氢扩散行为与HIC敏感性,且占主导地位的HIC机制也表现出不同.IA700中锰钢中体积分数占74%的高位错密度铁素体提供了大量的弱氢捕获位点和充分的扩散通道,避免了H在奥氏体晶界处聚集导致的沿晶断裂,其HELP机制起主要作用.对于IA800,由于其含有较多的α-γ相界与奥氏体等较强的氢捕获位点,HEDE机制起主要作用.两者的HIC过程示意图如图2所示[49],IA700样品具有更好的抗HIC性能.此项研究表明通过调整中锰钢各相比例及界面分布,可同时改善HIC敏感性和强度. ...
... [
49]
Schematic sketchs describing the microstructure-driven H distribution and the dominant role of the HELP mechanism on void nucleation in IA700 (a) and IA800 (b) steels[49]Fig.2![]()
但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
... [
49]
Fig.2![]()
但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
... 但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
铁素体-奥氏体双相不锈钢的氢致开裂研究
2
1989
... 但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
... 中锰钢在加工中不可避免的出现碳化物.如热轧淬火工序,奥氏体转变形成马氏体的同时可能伴随针状碳化物析出;临界退火初期,渗碳体由于C的配分形成长大,但随退火时间的延长,渗碳体中碳原子向奥氏体扩散,逐渐溶解;回火过程过饱和铁素体中碳以渗碳体形式析出;另外在不同温度回火处理时,亚稳态奥氏体可能继续分解,形成渗碳体、珠光体、铁素体等[50-55].因此研究碳化物与H的相互作用对高强钢的氢致断裂具有重要意义. ...
铁素体-奥氏体双相不锈钢的氢致开裂研究
2
1989
... 但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
... 中锰钢在加工中不可避免的出现碳化物.如热轧淬火工序,奥氏体转变形成马氏体的同时可能伴随针状碳化物析出;临界退火初期,渗碳体由于C的配分形成长大,但随退火时间的延长,渗碳体中碳原子向奥氏体扩散,逐渐溶解;回火过程过饱和铁素体中碳以渗碳体形式析出;另外在不同温度回火处理时,亚稳态奥氏体可能继续分解,形成渗碳体、珠光体、铁素体等[50-55].因此研究碳化物与H的相互作用对高强钢的氢致断裂具有重要意义. ...
Hydrogen embrittlement of super duplex stainless steel-towards understanding the effects of microstructure and strain
1
2018
... 但目前关于中锰钢内铁素体与H的作用研究还较为欠缺,缺乏实验数据与直接证据,因此需研究具有相近组织的钢种,继而来探究铁素体与H的具体作用机制.其中,双相不锈钢同样具有奥氏体和铁素体的双相组织,对中锰钢的HIC研究可提供一定参考.何建宏等[50]研究了双相钢的氢致断裂行为,根据断口观察认为裂纹起源于铁素体{100}面,穿过铁素体晶粒解理开裂,之后裂纹沿奥氏体晶界或者穿过奥氏体进行扩展,这与Sun在中锰钢的研究结果[49]相似.Ornek等[51]研究Sandvik双相不锈钢中奥氏体间距对铁素体和奥氏体之间应变分配的影响,最终发现小的奥氏体间距能够减弱应变分布的不均匀性,继而获得更优的HIC抗性. ...
Experimental and numerical analysis on formation of stable austenite during the intercritical annealing of 5Mn steel
1
2011
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
Study of the decomposition behavior of retained austenite and the partitioning of alloying elements during tempering in CMnSiAl TRIP steels
0
2015
Tempering characteristics of a vanadium containing dual phase steel
0
1982
Retained austenite and tempered martensite embrittlement in medium carbon steels
1
1983
... 中锰钢在加工中不可避免的出现碳化物.如热轧淬火工序,奥氏体转变形成马氏体的同时可能伴随针状碳化物析出;临界退火初期,渗碳体由于C的配分形成长大,但随退火时间的延长,渗碳体中碳原子向奥氏体扩散,逐渐溶解;回火过程过饱和铁素体中碳以渗碳体形式析出;另外在不同温度回火处理时,亚稳态奥氏体可能继续分解,形成渗碳体、珠光体、铁素体等[50-55].因此研究碳化物与H的相互作用对高强钢的氢致断裂具有重要意义. ...
Influence of cold deformation and annealing on hydrogen embrittlement of cold hardening bainitic steel for high strength bolts
1
2016
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
回火对冷轧后退火处理中锰钢0.1C-5Mn氢脆敏感性的影响
1
2018
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
回火对冷轧后退火处理中锰钢0.1C-5Mn氢脆敏感性的影响
1
2018
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
The first direct observation of hydrogen trapping sites in TiC precipitation-hardening steel through atom probe tomography
1
2010
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
Hydrogen trapping and hydrogen induced mechanical degradation in lab cast Fe-C-Cr alloys
1
2016
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
The detrimental effect of hydrogen at dislocations on the hydrogen embrittlement susceptibility of Fe-C-X alloys: an experimental proof of the HELP mechanism
1
2018
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
Crystallization kinetics of amorphous lead zirconate titanate thin films in a microwave magnetic field
1
2014
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
控轧控冷工艺对钒钛微合金钢组织性能的影响
1
2014
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
控轧控冷工艺对钒钛微合金钢组织性能的影响
1
2014
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
The effects of inclusions and second phase particles on hydrogen-induced blistering in iron
1
2008
... 一定形态和尺寸的碳化物可作为一种不可逆氢陷阱,已经被证明可以捕获H,抑制H扩散,有利于提升抗HIC性能[56].Luo等[52]和赵晓丽等[57]还在其研究中提到中锰钢经过一定温度回火 (如>500 ℃) 处理,部分奥氏体分解生成渗碳体,析出的渗碳体可以作为H捕获位点,避免氢向应力集中区域或裂纹尖端的扩散,降低了HIC敏感性.Takahashi等[58]使用原子探针层析成像技术首次直接在钢中观察到纳米级碳化钛 (TiC) 板状沉淀物界面处捕获的原子级氘,表明基体和TiC之间的宽界面可以捕获氢.Depover等[59,60]按照固定的Fe-C-X合金化程序,引入Ti,Cr,Mo,W和V,通过TDS分析表明回火后的TiC和V4C3捕获了大量的H,Cr2C6和Mo2C捕获的H很少,W2C则未捕获H,因此得出结论:不同种类的碳化物对H的捕获能力不同.关于碳化物尺寸对其H捕获能力影响的研究[61]表明,纳米级析出相比普通析出相具有更优异的H捕获效果;李戬等[62]对比不同退火时间的钒钛微合金钢,表明随时间减少析出相Ti (C、N),VC尺寸减小,有效氢扩散系数降低,作者认为是大量细小的析出相作为不可逆氢陷阱,抑制H的扩散.相反,当碳化物尺寸过大、形成网状带状结构或局部富集偏析,则可能导致裂纹萌生和扩展[42,63]. ...
Perspectives on hydrogen uptake, diffusion and trapping
1
2015
... 实际上碳化物与H之间相互作用更加复杂,捕获氢的能力不仅取决于碳化物的种类、密度和尺寸,还与沉淀物与基质之间的界面的共格状态有关.Turnbull[64]通过原子建模计算非共格TiC的空位结合能为1.8 eV,而H跃迁到陷阱的活化能势垒超过0.9 eV,跃迁受限,因此非共格TiC对改善HIC效果甚微.与之类似,Wei和Tsuzaki[65]利用高温水蒸气氧化方法提供氢源,研究Fe中不同共格状态的TiC捕获氢的能力,在该模型中,H与非共格TiC之间的结合能为53 kJ/mol,而跃迁势垒为21~35 kJ/mol,证明非共格TiC低温下难以捕获H.同时,他们进一步通过热脱附光谱法研究淬火-回火0.05C-0.20Ti-2.0Ni钢中TiC颗粒的H捕获行为,结果表明随着沉淀物的长大,界面相关性逐渐降低,界面由共格到不共格转变,导致捕获结合能与势垒同时增加,继而导致阴极充H更难以进行[66]. ...
Hydrogen absorption of incoherent TiC particles in iron from environment at high temperatures
1
2004
... 实际上碳化物与H之间相互作用更加复杂,捕获氢的能力不仅取决于碳化物的种类、密度和尺寸,还与沉淀物与基质之间的界面的共格状态有关.Turnbull[64]通过原子建模计算非共格TiC的空位结合能为1.8 eV,而H跃迁到陷阱的活化能势垒超过0.9 eV,跃迁受限,因此非共格TiC对改善HIC效果甚微.与之类似,Wei和Tsuzaki[65]利用高温水蒸气氧化方法提供氢源,研究Fe中不同共格状态的TiC捕获氢的能力,在该模型中,H与非共格TiC之间的结合能为53 kJ/mol,而跃迁势垒为21~35 kJ/mol,证明非共格TiC低温下难以捕获H.同时,他们进一步通过热脱附光谱法研究淬火-回火0.05C-0.20Ti-2.0Ni钢中TiC颗粒的H捕获行为,结果表明随着沉淀物的长大,界面相关性逐渐降低,界面由共格到不共格转变,导致捕获结合能与势垒同时增加,继而导致阴极充H更难以进行[66]. ...
Relationships among microstructure, precipitation and mechanical properties in different depths of Ti-Mo low carbon low alloy steel plate
2
2016
... 实际上碳化物与H之间相互作用更加复杂,捕获氢的能力不仅取决于碳化物的种类、密度和尺寸,还与沉淀物与基质之间的界面的共格状态有关.Turnbull[64]通过原子建模计算非共格TiC的空位结合能为1.8 eV,而H跃迁到陷阱的活化能势垒超过0.9 eV,跃迁受限,因此非共格TiC对改善HIC效果甚微.与之类似,Wei和Tsuzaki[65]利用高温水蒸气氧化方法提供氢源,研究Fe中不同共格状态的TiC捕获氢的能力,在该模型中,H与非共格TiC之间的结合能为53 kJ/mol,而跃迁势垒为21~35 kJ/mol,证明非共格TiC低温下难以捕获H.同时,他们进一步通过热脱附光谱法研究淬火-回火0.05C-0.20Ti-2.0Ni钢中TiC颗粒的H捕获行为,结果表明随着沉淀物的长大,界面相关性逐渐降低,界面由共格到不共格转变,导致捕获结合能与势垒同时增加,继而导致阴极充H更难以进行[66]. ...
... 通过元素复合的手段可以改善钢中析出第二相的共格状态[66,67],降低H与碳化物之间的结合能,增加H吸附.Song等[68]通过第一性原理计算研究与基体铁素体具有共格关系的TiC/MoC H捕获能力,计算结果表明该共格界面与H的结合能为负;并通过热脱附实验分析证实,通过在含Ti的钢中添加Mo可以显著减少可扩散氢的量.Yamasaki和Bhadeshia[69]研究表明在四元Fe-C-Mo-V马氏体钢中调节Mo/V比可以改变析出相晶格参数和共格状态,对于特定尺寸碳化物,Mo含量高时,碳化物的共格状态最佳,捕氢能力最强.这也为耐HIC钢材的开发提供的新的思路,即通过多组分金属添加调节碳化物氢陷阱与基体的共格状态,继而改善抗HIC性能. ...
Stability of (Ti, M)C(M=Nb, V, Mo and W) carbide in steels using first-principles calculations
1
2012
... 通过元素复合的手段可以改善钢中析出第二相的共格状态[66,67],降低H与碳化物之间的结合能,增加H吸附.Song等[68]通过第一性原理计算研究与基体铁素体具有共格关系的TiC/MoC H捕获能力,计算结果表明该共格界面与H的结合能为负;并通过热脱附实验分析证实,通过在含Ti的钢中添加Mo可以显著减少可扩散氢的量.Yamasaki和Bhadeshia[69]研究表明在四元Fe-C-Mo-V马氏体钢中调节Mo/V比可以改变析出相晶格参数和共格状态,对于特定尺寸碳化物,Mo含量高时,碳化物的共格状态最佳,捕氢能力最强.这也为耐HIC钢材的开发提供的新的思路,即通过多组分金属添加调节碳化物氢陷阱与基体的共格状态,继而改善抗HIC性能. ...
Effects of molybdenum addition on hydrogen desorption of TiC precipitation-hardened steel
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2018
... 通过元素复合的手段可以改善钢中析出第二相的共格状态[66,67],降低H与碳化物之间的结合能,增加H吸附.Song等[68]通过第一性原理计算研究与基体铁素体具有共格关系的TiC/MoC H捕获能力,计算结果表明该共格界面与H的结合能为负;并通过热脱附实验分析证实,通过在含Ti的钢中添加Mo可以显著减少可扩散氢的量.Yamasaki和Bhadeshia[69]研究表明在四元Fe-C-Mo-V马氏体钢中调节Mo/V比可以改变析出相晶格参数和共格状态,对于特定尺寸碳化物,Mo含量高时,碳化物的共格状态最佳,捕氢能力最强.这也为耐HIC钢材的开发提供的新的思路,即通过多组分金属添加调节碳化物氢陷阱与基体的共格状态,继而改善抗HIC性能. ...
M4C3 precipitation in Fe-C-Mo-V steels and relationship to hydrogen trapping
1
2006
... 通过元素复合的手段可以改善钢中析出第二相的共格状态[66,67],降低H与碳化物之间的结合能,增加H吸附.Song等[68]通过第一性原理计算研究与基体铁素体具有共格关系的TiC/MoC H捕获能力,计算结果表明该共格界面与H的结合能为负;并通过热脱附实验分析证实,通过在含Ti的钢中添加Mo可以显著减少可扩散氢的量.Yamasaki和Bhadeshia[69]研究表明在四元Fe-C-Mo-V马氏体钢中调节Mo/V比可以改变析出相晶格参数和共格状态,对于特定尺寸碳化物,Mo含量高时,碳化物的共格状态最佳,捕氢能力最强.这也为耐HIC钢材的开发提供的新的思路,即通过多组分金属添加调节碳化物氢陷阱与基体的共格状态,继而改善抗HIC性能. ...
Deep trapping states for hydrogen in deformed iron
1
1980
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
Electronmicroscopic study of micro-crack formed by hydrogen precipitation in pure iron
1
1979
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
Effect of deformation and charging conditions on crack and blister formation during electrochemical hydrogen charging
1
2017
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
The influence of hydrogen on the sub-structure of the martensite and ferrite dual-phase steel
1
1989
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
Effects of tungsten on the hydrogen embrittlement behaviour of microalloyed steels
1
2014
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
Effect of dislocation cell walls on hydrogen adsorption, hydrogen trapping and hydrogen embrittlement resistance
3
2020
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
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75]
Relation between the elongation loss and total dislocation density for Amrco iron[75]Fig.3
2.4 TRIP效应与HICTRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
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75]
Fig.3
2.4 TRIP效应与HICTRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
Investigation on the H2S-resistant behaviors of acicular ferrite and ultrafine ferrite
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2002
... 研究微结构缺陷对中锰钢HIC性能影响的文献较少,但在其他先进钢铁材料的研究中,微结构缺陷已经被证明对HIC行为具有重要影响.许多微结构缺陷例如空位,微孔,晶界和位错可以通过应变将氢引入金属晶格[70],成为氢致鼓泡、氢致裂纹的潜在萌生点[71].Laureys等[72]对比冷变形、回复、再结晶3种状态的超低碳钢的HIC行为,结果表明具有高位错密度的冷变形样品具有最高的HIC敏感性,位错重新排布的回复态次之,位错最少的再结晶态具有最低的HIC敏感性.Sun等[73]也提到位错含量增加导致在铁素体-马氏体界面处的铁素体中形成了亚晶胞,铁素体中的晶界加宽,继而导致沿晶界和板条界裂纹的萌生.Zhao等[74]通过添加0~1%W改变位错密度,表明随着W含量增加,析出相越细小、位错密度越高,因此吸附氢的能力越强,在氢致解聚和氢压机制共同作用下更容易导致HIC.Chen等[75]利用冷变形改变Armco铁内部的位错缺陷,其冷变形组织与HIC敏感性/位错密度关系图如图3所示.结果表明随着变形增加至70%,缺陷密度提高,HIC敏感性逐渐增大;但随着变形量进一步增大到80%,大量位错缠结成为厚壁胞状组织,表现出类似不可逆氢陷阱的特征,从而降低了HIC敏感性.此外,在铁素体钢中,针状铁素体的氢扩散速率和HIC敏感性远低于超细铁素体,这是因为针状铁素体由分散的碳氮化物钉扎的高密度缠结位错组成,这种位错结构可作为氢陷阱束缚H,从而降低HIC敏感性[76]. ...
The changing role of metastable austenite in the design of alloys
1
1976
... TRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
Quantitative assessment of the effects of microstructure on the stability of retained austenite in TRIP steels
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2013
Microstructure-mechanical properties relationships for quenching and partitioning (Q&P) processed steel
1
2016
... TRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
On the resistance of TRIP steel to hydrogen embrittlement
1
1970
... TRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...
Joint investigation of strain partitioning and chemical partitioning in ferrite-containing TRIP-assisted steels
1
2020
... TRIP效应是指材料中的亚稳态奥氏体在塑性变形过程中发生马氏体相变继而提升材料塑性的现象,一般发生于TRIP钢、Q&P钢 (或者叫马氏体-TRIP钢)、中锰钢等具有一定量亚稳态奥氏体的钢中,是目前提高钢铁强度与塑性的重要手段[77-79].此类高强钢的HIC过程存在以下特点:在变形初期,由于氢在奥氏体中扩散系数小,固溶度高,这些弥散的奥氏体晶粒可以作为强氢陷阱,通过固溶的方式吸引大量的H,对HIC不敏感,甚至有利于改善整体的HIC敏感性.但随着变形积累,越来越多奥氏体转变为马氏体,H的溶解度降低,导致多余的H溢出富集在马氏体界面处;同时相变导致体积膨胀,使得两相界面处应力集中,同样促进了该处H的富集[80,11],最终在马氏体界面处诱发HIC.因此,在利用TRIP效应提高先进高强钢的强度和塑性的同时,必须重视TRIP效应导致的HIC问题,因此精准调控中锰钢中奥氏体的稳定性至关重要.Tan等[81]提到软相和硬相结构之间明显的强度差会导致软相中存在明显的应变局部化,同时硬相中的低应变阻碍了载荷传递,从而抑制了残余奥氏体向马氏体的转变,TRIP效应减弱.因此,在中锰钢的设计过程不仅需要调控残留奥氏体岛的数量和稳定性,还必须考虑不同形态奥氏体之间应变的配分,以及奥氏体与周围基体在变形过程中的相互作用与载荷分配,从而在利用TRIP效应改善其塑性、强度的同时避免奥氏体带来过高的HIC敏感性. ...