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为了满足汽车工业节能环保以及提高安全性的要求,急需开发出成本接近第一代先进高强钢而综合力学性能与第二代先进高强钢相近的第三代先进高强钢。中锰钢的强塑积(抗拉强度与总延伸率的乘积)为≥30GPa%,是最具潜力的第三代先进高强钢。目前,国内外学者针对合金元素和热处理工艺对中锰钢的组织和力学性能的影响进行了较为系统的研究。然而,对于中锰钢中奥氏体稳定性与组成相间载荷配分的联系鲜有报道。冷轧中锰钢吕德斯带扩展过程中的组织演化有待深入的研究。此外,目前已有的中锰钢的强塑积和加工硬化率仍低于高锰TWIP钢,设计和开发具有综合力学性能优异的中锰钢,对于推广中锰钢的应用具有重要意义。首先以两种不同A1含量的Fe-0.1C-10Mn-0/2Al钢为研究对象,探究热处理工艺对其组织和力学性能的影响,结果显示:随着退火温度的升高,实验钢中铁素体和奥氏体逐渐粗化,奥氏体体积分数增加而奥氏体中的碳含量降低,实验钢的屈服强度降低,而抗拉强度升高,延伸率先升高而后降低。OA1钢在600℃退火1h时后获得最佳的强塑积匹配,此时强塑积为48.7 GPa%;2A1钢在650℃退火1h时后获得最佳的强塑积匹配,此时强塑积为51.4 GPa%。当OA1和2A1钢奥氏体体积分数和组织形貌接近时,A1元素的加入降低了实验钢的屈服强度和抗拉强度,提高了延伸率。选取组织形貌相近的Fe-0.1C-10Mn-OAl钢在600℃退火1h和Fe-0.1C-1OMn-2Al钢在650℃退火1h的样品为研究对象,采用原位高能X射线衍射(High-energy X-ray diffraction,HE-XRD)技术研究 A1 元素和变形温度(100℃,25℃,-50℃)对中锰钢微观力学行为的影响。样品屈服后,组成相间发生载荷配分。吕德斯带扩展过程中,奥氏体的晶格应变会突然降低。马氏体有着较高的加工硬化能力,以适应不同组成相和晶粒间的应力。随着变形温度的降低,吕德斯带的扩展促进更多的奥氏体转变为马氏体。在100℃变形时,奥氏体稳定性较高,只有少量奥氏体发生马氏体相变,样品加工硬化率较低,在较小的应变时断裂;在25℃变形时,奥氏体步进地转变为马氏体,与奥氏体的峰宽化完全对应,这是由Portevin-Le Chatelier(PLC)带扩展导致的。在-50℃变形时,更加强烈的TRIP效应抑制了 PLC带的扩展,奥氏体连续地转变为马氏体。Al元素的加入抑制了形变过程中奥氏体向ε马氏体的转变。在OA1钢中,吕德斯带的扩展促进奥氏体向ε马氏体和α马氏体转变,PLC带的扩展促进奥氏体和ε马氏体向α’马氏体转变。在2A1钢中,吕德斯带和PLC带的扩展均促进奥氏体向α’马氏体转变。塑性变形时,OA1钢中更为复杂的相变行为导致了奥氏体的应力松弛。以 Fe-0.1C-10Mn-2A1 钢在 625℃、650℃、675℃和 700℃退火 1 h 的样品为研究对象,采用原位HE-XRD技术研究奥氏体稳定性与微观力学之间的关系。实验钢的增量硬化指数nincer随着退火温度的升高而升高。奥氏体向马氏体转变动力学符合O-C模型预测的“S”型曲线,马氏体的生成速率与真应变符合倒“U”型关系。样品屈服后,组成相间发生载荷配分。由于奥氏体稳定性随着退火温度的升高而下降,马氏体所承担的载荷增大。选取675℃退火1h的样品,研究吕德斯带扩展时组织演化的二维分布。吕德斯带扩展促进大量的奥氏体向马氏体转变,并且导致了奥氏体中复杂和很大的晶格应变变化。根据材料真屈服模型,计算得到吕德斯带与拉伸方向的夹角为60℃,与实验观测到的65℃接近。根据改进的Williamson-Hall方法计算得到,吕德斯带扩展促进大量的奥氏体转变为马氏体导致奥氏体被压缩,使奥氏体中位错密度从7×1014 m-2增殖到1.5×1015 m-2。吕德斯带附近的很大的组织和应力/应变梯度能够提供有效的局部加工硬化率,以保证吕德斯带在样品内稳定扩展而不致样品断裂。开发了名义成分为Fe-0.3C-9Mn-2Al-3Cu综合力学性能优异的含铜中锰钢。含铜中锰钢在660℃退火1h后,屈服强度为824 MPa,抗拉强度为1222 MPa,总延伸率达到55%,强塑积为67.2 GPa%,优于目前绝大部分的中锰钢。和高锰TWIP钢相比,含铜中锰钢中合金元素含量明显降低的同时又显著的提高了屈服强度。铁素体中富集Cu元素的纳米颗粒的析出使得铁素体屈服的晶格应变高于奥氏体。Cu元素的加入提高了奥氏体的层错能,使得奥氏体形变过程中发生TRIP效应和TWIP效应,提高了实验钢的延伸率。本论文主要采用原位HE-XRD技术建立了中锰钢中奥氏体稳定性与微观力学的关系,深入研究了吕德斯带扩展过程中组织演化的二维分布,并开发了综合力学性能优异的含铜中锰钢,为中锰钢的优化设计和应用提供了实验依据和新思路。