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将成形实验数据与Keeler公式结合计算得到材料的成形极限图,结果显示Keeler公式计算所得成形极限图与实测值较为接近,可用于5Mn钢的成形极限计算。65锰冷轧钢板此外,为了研究剪切工艺对中锰钢力学性能的影响,本文分别采用0.03t、0.05t、0.067t、0.10t、0.12t（t为板料厚度）五种不同间隙进行冲裁,发现间隙为0.03t时5Mn中锰钢边部形貌 ,毛刺最小且边部影响区最浅,力学性能也最为优异。0.12t间隙样对应毛刺 且边部硬化最为严重,因此力学性能最差。为进一步探究剪切工艺对5Mn钢力学性能的影响,增加激光及线切割样进行对比。结果显示激光切割同样存在边部硬化情况,但影响区很窄,对力学性能影响极小。
65mn锰冷轧钢板·线切割对材料边部形貌基本无影响,对应了 力学性能。后,为探究5Mn钢的实际应用潜力,进行了汽车零件进气端锥的试制及仿真分析。试制结果显示,5Mn钢可满足零件现有制造工艺要求,9道工序后未出现开裂情况,与现用材料304不锈钢持平。通过Autoform软件进行仿真分析,结合成形极限分布分析,证明中锰钢成形性能优异,总体可满足零件生产要求。
为了减少马氏体中锰钢因韧塑性能不足而产生的开裂和磨损失效,本文利用淬火-配分（Q&P）工艺在马氏体中锰钢基体中引入一定体积分数残余奥氏体,借助OM、SEM观察观组织形貌,采用TEM、EBSD、XRD等技术分析残余奥氏体形貌65锰冷轧钢板、分布与体积分数,使用硬度计、65锰钢板拉伸试验机测试钢的强韧性能,借助磨粒磨损试验机测试钢的抗磨损性能。研究了不同冷却速率对相变行为的影响,淬火-配分（Q&P）工艺对组织演变、强度及磨损性能的影响。
相应的研究结果分别如下:相图计算及膨胀仪热模拟结果表明,65mn锰冷轧钢板Al元素有效拓宽了临界区温度工艺窗口;DICTRA软件对具有相同平衡态两相比例临界区奥氏体化过程的元素配分模拟显示Al元素的添加显著提升了合金元素（尤其是有利于锰铝等置换元素）的扩散效率,有助于残留奥氏体中碳锰元素的富集与稳定;高铝添加导致δ铁素体存留至室温,降低了含铝中锰TRIP钢抗拉强度的同时消除了PLC现象;原位拉伸SEM中δ铁素体内大量交错的位错滑移带证明了其良好的应变协调性。
临界区奥氏体化温度通过调控临界区奥氏体比例实现含铝中锰钢的多元强度级别设计。相较含铝中锰TRIP钢而言,以回火马氏体组织为主要基体“骨架”的含铝中锰IQ-TP钢展现出更高的屈服强度;XRD和APT检测到残留奥氏体内的碳锰元素富集、相界面处锰铝元素的偏聚等现象证明了回火配分阶段合金元素的局部平衡（LE）。65锰冷轧钢板IQ--TP工艺下临界区奥氏体化及回火过程两阶段的元素配分促进了残留奥氏体碳锰元素的富集,同时回火马氏体组织切割细化了残留奥氏体晶粒进一步增加了其稳定性,
65锰钢板因而含铝中锰IQ-TP钢表现出优异的力学性能。以4Mn1Al钢为例,其热轧IQ-TP钢,抗拉强度达1425±43MPa,同时延伸率25.9±3.8%,均明显优于含铝中锰TRIP钢抗拉强度1345MPa,延伸率18.9%的 力学性能。而4Mn2Al热轧IQ-TP钢抗拉强度达1319±39MPa,延伸率27.4±1.1%。膨胀仪组织热模拟及EPMA成分分析证实了含铝中锰TRIP钢冷轧退火组织的异常长大现象受控于锰铝元素偏析下关键温度区间的加热速率。富Al贫Mn区抑制了奥氏体的形核,慢加热速率为形变马氏体的再结晶行为及晶粒长大提供了充分的动力学条件。超细晶冷轧含铝中锰TRIP钢由于其较小的位错运动平均自由程,具有明显的屈服平台。异常长大的铁素体带提供了应变初期较高的加工硬化率,有利于缩短材料的屈服平台延伸率。而含铝中锰IQ-TP钢由于马氏体组织及几何必要位错的存在呈现出连续屈服特征。含铝中锰IQ-TP钢的塑性主要源于软相板条形态铁素体的“润滑剂”效应以及残留奥氏体的持续性TRIP效应。
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传统高锰钢在中低载荷工况下不具有优势,在其基础上通过降低或增加碳锰元素含量研发出中锰和超65锰钢板高锰钢,在一定程度上弥补了其应用中存在的不足。
本文对比研究了Mn8、Mn15及Mn18三种锰钢的滑动和冲击磨料磨损性能,分析了磨损机理。同时模拟矿井淋水腐蚀环境,探讨了三种锰钢的电化学腐蚀性能,论文得到以下主要结论:酸性矿井淋水腐蚀条件下,三种锰钢表现出更负的腐蚀电位,酸性工况下耐腐蚀性能弱于碱性和中性腐蚀环境。酸、中、碱性矿井淋水腐蚀环境中,Mn8钢的开路电位最正（65mn锰冷轧钢板）,极化曲线外推拟合腐蚀电压 ,腐蚀电流最小,且容抗弧半径最小,其耐腐蚀性能优于Mn15和Mn18耐磨钢。滑动磨损实验表明,三种锰钢的摩擦系数均呈现先快速升高,后下降到一定的范围趋于平稳的变化趋势,低载平均摩擦系数高于高载。相同磨损工况条件下,Mn8均具有 磨损失重,其抗滑动磨料磨损性能优于Mn15和Mn18耐磨钢。
三种耐磨钢磨损层硬度分布均呈现梯度变化特征,Mn8磨损亚表层（50mm处）65锰钢板硬度达到550HV,Mn15和Mn18分别为450HV和510HV,Mn8的加工硬化效果佳,Mn18则优于Mn15。三种耐磨钢干摩擦磨损机理主要表现为粘着磨损,伴有局部区域的疲劳剥落破坏,石英砂磨料磨损机理主要为磨粒磨损,表现形式为宽且深的犁沟和较大区域的疲劳剥落。冲击磨料磨损实验表明,随冲击功的增大,三种锰钢的加工硬化能力均提高,磨损失重也明显降低。1.5J冲击功时,Mn18的磨损失重低于Mn8和Mn15;3.5J冲击功时,Mn8具有 的磨损失重。Mn8和Mn18亚表层组织具有较高密度的孪晶,亚表层（50mm处）硬度分别达到50HRC和48HRC,其加工硬化效果明显优于Mn15,加工硬化层深度超过1.5mm。三种锰钢磨损形式主要表现为凿削磨损和不同程度疲劳剥落磨损。
65锰钢板Mn8、Mn15磨损层亚结构主要为位错、孪晶及马氏体,其耐磨强化机制为马氏体相变复合强化机制。Mn18磨损层亚结构出现大量位错、孪晶外,未发现马氏体相变,但出现Fe-Mn-C原子团偏聚区,其强化机制是通过位错、孪晶和Fe-Mn-C原子团强化
2）选取机械性能 的两种材料65mn锰冷轧钢板0Si退火10min试样、0.6Si退火30min试样）,在1×10-4/s～1×10-1/s的应变速率下进行实验,机械性能和断裂行为的研究表明:随着应变速率的增加,由于TRIP效应被抑制,0Si和0.6Si的抗拉强度和延伸率均大幅度降低,且0.6Si的延伸率降低的更快,比如:0Si的延伸率由44%下降至33%,0.6Si的延伸率由55%下降至35%。随着应变速率的增加,0Si的断面收缩率基本不变（约为70%）,0.6Si的断面收缩率大约由51%增加至72%。应变速率并未影响0Si和0.6Si的断裂行为。然而,随着应变速率的降低,表面裂纹的形核数量增加,扩展速率降低;断口的韧窝尺寸降低,二次裂纹数量和尺寸增加。
（3）选取四种材料（0Si和0.6Si均退火3min和30min试样）,65锰钢板系统的研究了成分和退火时间对氢脆性能和氢致断裂行为的影响。关于退火时间:随着退火时间的增加,0Si和0.6Si的氢脆敏感性均呈现上升趋势,比如:当退火3min时,0Si/0.6Si的塑性损失和强度损失分别为13.5%/46.7%和0.0%/1.7%;当退火30min时,0Si/0.6Si的塑性损失和强度损失分别为79.2%/76.5%和26.8%/6.3%。关于成分:退火3min时,0Si的氢脆敏感性较低;退火30min时,0.6Si的氢脆敏感性较低。相比空拉断裂行为而言,氢原子促进裂纹更容易形核与扩展,进而导致材料提前断裂。对于0Si:裂纹形核与氢原子无关,但是,氢致裂纹呈沿晶和穿晶扩展。对于0.6Si:裂纹形核与扩展与氢原子无关,断口则由细小的韧窝变为脆性准解理。
5）在不劣化市售马氏体材料（S0）65mn锰冷轧钢板机械性能的基础上,二次回火不同时间（30min,60min,120min）,试样分别记为 S30、S60 和 S120,发现,二次回火工艺可以有效地提高其抗氢脆性能,如下:S0和S60的塑性损失和强度损失分别为100.0%/79.3%和35.9%/1.7%。二次回火试样抗氢脆性能高的原因如下:1、不可逆氢陷阱MoyCx析出物的长大;2、渗碳体/基体界面的增加;渗碳体/基体应变界面具有较高的陷阱能;3、位错密度的降低。
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