高强塑积中锰钢组织调控与变形特征研究

发布时间：2020-07-03 02:33

【摘要】：随着汽车工业对节能、环保和安全性要求的不断提高,具有高撞击能量吸收能力(即高强塑积)的汽车结构材料越来越被人们所关注,进一步优化其化学成分和提高其综合力学性能成为学术界关注的焦点之一。通过总结和分析近年来中锰钢的化学成分和力学性能数据,归纳出了高强塑积中锰钢的设计原则:在保证能顺利冷轧的前提下尽量提高亚稳奥氏体的体积分数,即控制中锰钢基体的M_s点在140℃左右;同时控制Al含量在2%左右,以调节亚稳奥氏体的稳定性和层错能。在此原则的指导下,设计并冶炼了7Mn钢(7.17%Mn-0.22%C-2.59%Al)和9Mn钢(9.33%Mn-0.28%C-2.60%Al)。通过研究热轧退火及冷轧退火后7Mn和9Mn钢的组织演变和力学行为,来验证上述设计原则是否合理并作出适当修改。热轧退火后7Mn钢由板条状的铁素体和逆转变奥氏体相间排列组成,组织内位错密度较高,变形时呈现连续屈服。经680~720℃退火1h后亚稳奥氏体板条尺寸介于0.36~0.45μm,稳定性较高。热轧7Mn钢的强塑积在720℃退火1h后达到最高,约为63GPa·%。由于9Mn钢中Mn和C含量较高导致组织中出现明显的宏观偏析带,使得热轧退火后亚稳奥氏体呈现层状+双尺度分布的特征。偏析带内的亚稳奥氏体尺寸粗大,平均尺寸约2.5μm;偏析带外的亚稳奥氏体平均尺寸约0.8μm。由于亚稳奥氏体尺寸粗大故其稳定性偏低,变形时过快地转变成马氏体,使得材料的延伸率偏低,强塑积最高只有42GPa·%。根据以上事实,热轧态高强塑积中锰钢的设计原则应修正为:在保证亚稳奥氏体呈细小板条状的前提下尽量提高亚稳奥氏体的含量,根据本文经验,基体的M_s点应控制在240℃左右;Al含量控制在2%左右以提高亚稳奥氏体稳定性。冷轧退火后7Mn钢主要由等轴状的铁素体和逆转变奥氏体组成,基体内部的位错密度很低,变形时呈现非连续屈服。经700℃退火1h后冷轧7Mn钢的强塑积达到最高,为66GPa·%。9Mn钢经冷轧退火后亚稳奥氏体得到显著细化,在680~720℃退火1h后偏析带内、外的亚稳奥氏体分别为1.0~1.5μm和0.46~0.63μm。由于亚稳奥氏体稳定性适中,且奥氏体层错能处于常见的能产生TWIP效应的区域,9Mn钢冷轧退火后的强塑积最高可达88GPa·%,甚至高于普通的TWIP钢。这表明上述设计原则(控制基体M_s点为140℃左右)是适用于冷轧中锰钢的。本文还研究了中锰钢的Portevin Le Chatelier(PLC)效应及其影响因素。中锰钢的PLC效应产生于亚稳奥氏体中,亚稳奥氏体的尺寸决定了PLC效应能否产生。若亚稳奥氏体尺寸过小,变形时位错的增殖速率过低,导致不能产生足够的位错密度来形成PLC效应。PLC带的类型受亚稳奥氏体稳定性的控制。若亚稳奥氏体稳定性适中,变形时PLC带内产生的应变诱导马氏体较少,其对PLC运动的阻碍作用偏小,此时产生的是连续传播的PLC带;若亚稳奥氏体稳定性较低,则PLC带内产生的应变诱导马氏体较多,PLC带难以克服这些阻碍,只能频繁地进行跳跃来规避这些障碍。本文还利用基于位错密度的本构模型研究了拉伸过程中各组成相的拉伸和加工硬化行为。结果表明,亚稳奥氏体稳定性对中锰钢的拉伸曲线和加工硬化率有决定性的影响。最后,本文研究了晶界Mn偏聚对中锰钢和Fe-Mn合金韧性的影响。结果表明低温回火时(400℃,20min)Mn在铁素体晶界的偏聚对中锰钢韧性的影响不可忽略。在Fe-Mn合金中,基体Mn含量、冷速和回火时间均显著影响晶界Mn的偏聚量。晶界Mn含量存在一个临界值,超过这一临界值后Fe-Mn合金呈脆性断裂。室温下这一临界值约为9.3 at.%;-40℃时临界值为6.3 at.%;-80℃时临界值降为4.3 at.%。
【学位授予单位】：钢铁研究总院
【学位级别】：博士
【学位授予年份】：2018
【分类号】：TG142.1
【图文】：

曲线,中锰钢,加工硬化率,真应力

图 1-5 中锰钢热轧退火后的真应力真应变曲线(a)和加工硬化率曲线(b)[1]与此同时，国内外的许多研发人员也在密切关注和推动着中锰钢的发展，简要介绍一些典型案例。具有轻质钢研发背景的 S.J.Park 等[11]认为要想在连退线上像生产传统低

中锰钢,组织形貌

中锰钢热轧退火(a)和冷轧退火(b)后的组织形貌

【参考文献】