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      1. 高強高塑中錳鋼組織調控與強韌化機理思考

        論文價格:150元/篇 論文用途:碩士畢業論文 Master Thesis 編輯:碩博論文網 點擊次數:
        論文字數:42555 論文編號:sb2022041317180246246 日期:2022-04-29 來源:碩博論文網

        本文是一篇工程碩士論文,本文通過冷軋鋼板多相預留+兩相區退火(MMP-IA)新工藝,即熱軋后在兩相區 680℃保溫 1h 后再小變形冷軋(40%壓下率),使冷軋板的組織由不同畸變程度的形變鐵素體、相變馬氏體和少量殘留奧氏體(9.4%)構成,最后通過兩相區退火成功制備出具有異質結構新型中錳 TRIP 鋼。

        第 1 章 緒論

        1.1 課題研究背景及意義
        進入 21 世紀以來,隨著人們生活水平提高,汽車總體產量和銷售增長量平穩遞增。汽車產銷量的增長造成全球能源短缺和環境污染,隨著這些問題的日益加劇,為了降低能源消耗和減少環境污染,汽車行業向著輕量化設計方向發展[1]。采用輕量化材料或輕量化成型技術是實現汽車輕量化的主要途徑之一。據統計,汽車每減重 1%,燃料消耗可降低 0.6%~1.0%,對降低二氧化碳排放量具有積極促進作用[2,3]。隨著逐漸進入低碳化時代,全球主要汽車市場制定了相應的法規來限制碳排放量[4]。截至到 2020 年我國油耗總體下降了 27%,為全球節能減排事業做出巨大的貢獻。開發先進高強度高塑性低成本的鋼鐵材料不僅可滿足輕量化和高安全性雙重標準,更有利于我國盡快實現碳中和的目標,因此研發高強高塑汽車鋼板具有其必要性與緊迫性。
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        1.2 汽車鋼的研究進展
        為了應對汽車市場對先進高強鋼(Advanced High Strength Steel,AHSS)的需求,國內外學者對其進行了大量的研究。高強度高塑性是目前汽車用鋼研究的主要依據,通常采用強塑積(抗拉強度與總延伸率的乘積)來表征汽車用鋼的綜合性能。根據強塑積的不同,將先進高強鋼分為三代,如圖 1-1 所示。第一代汽車鋼板強塑積介于 10~20 GPa·%之間,其合金含量較低且基體中只有少量的奧氏體,因此其增塑能力較低,但其對生產設備要求低、成本低且力學性能穩定,是目前工業上采用最多的先進高強鋼。
        第一代汽車鋼板無法滿足當前汽車工業對輕量化和高安全性的雙重要求,因此,學者們開始研究以具有孿生誘導塑性(Twinning Induced Plasticity, TWIP)的奧氏體鋼和高錳 TWIP 鋼為代表的第二代汽車鋼,通過在鋼中添加大量的 Mn、Al、Cr 等合金元素,使其在形變過程中形成大量的孿晶,有利于鋼的滑移,從而具有較高的抗拉強度和延伸率,最終其強塑積可達 50~70 GPa·%。室溫下其主要微觀組織以面心立方晶格(FCC)的奧氏體為基體。但其合金含量過高,一般大于 25%,導致成本較大且生產工藝難度大,嚴重阻礙了該鋼種的發展。為了適應汽車行業的發展,學者們開始尋找更合適的先進高強鋼。
        2007 年,美國學者[5]在第一代與第二代汽車用鋼之間提出了第三代汽車用鋼的概念。同期,鋼鐵研究總院董瀚教授[6]提出了以“多相(Multiphase)、亞穩(Metastable)、多尺度(Multiscale)”為組織特征的 M3 調控思路以指導第三代先進高強鋼的開發與研究。根據該調控思路,當鋼中亞穩奧氏體相的體積分數達到30%左右且穩定性適宜時,強塑積可達 30~40 GPa·%。第三代先進高強鋼典型代表為δ-TRIP 鋼、中錳 TRIP 鋼和 Q&P 鋼等。中錳鋼由于兼具優異的力學性能和低廉的成本受到了國內外學者的廣泛關注,并開展了大量的實驗研究,以期在不提高成本的同時使其性能接近或超過 TWIP 鋼級別(強塑積≥50 GPa·%)。例如,Yan[7]制備的冷軋中錳鋼(Fe-8.9Mn-0.25C-1.59Si-1.0Al)經過 700 ℃的奧氏體逆相變(Austenite Reverted Transformation, ART)退火處理后,抗拉強度和延伸率分別為1405 MPa 和 41.0%,最終強塑積高達 57.6 GPa·%;陽鋒[8]對 Fe-0.22C-7Mn-2.6Al冷軋中錳鋼進行 700 ℃保溫 1h 退火處理后,其延伸率為 68%,強塑積高達 65GPa·%。Park[9]制備的 Fe-8.1Mn-0.01Si-5.3Al-0.23C 冷軋中錳鋼在 900℃退火 2min并采用氦氣冷卻至室溫后,其實驗鋼的抗拉強度、延伸率和強塑積分別達到 949MPa、54.0%和 51.2 GPa·%。

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        第 2 章 材料的制備和實驗方法

        2.1 實驗材料
        C 是奧氏體穩定化元素,本文 C 含量選擇 0.13%。Mn 是逆相變奧氏體穩定元素,能降低 Ms 點,本文 Mn 含量選擇 7.89%。鋼中 Al 元素含量過高時將導致δ-鐵素體的析出,影響鋼材的焊接性能,在本設計中選擇 1.65%的 Al。此外鋼中加入少量 Zr 元素,可起到細化晶粒、凈化基體作用,改善沖壓性能。
        試驗所用的中錳鋼在真空感應爐中冶煉并澆注成鋼錠,鍛造成厚度為 30 mm的鋼坯,將鋼坯置于 1200 ℃高溫箱式爐內均勻化處理 2 h 后,經過雙輥軋機進行熱軋,終軋厚度約為 4 mm,空冷至室溫,終軋溫度不低于 900℃。在冷軋前先將熱軋鋼板在 680 ℃退火 1 h,在冷軋之前增加一步退火處理除了起到軟化鋼板利于冷軋效果外,最重要的是為了獲得奧氏體和鐵素體雙相組織(為后續冷軋鋼板多相組織預存提供途徑,具體將在后續章節討論),最后經過雙輥冷軋機進行多道次冷軋至 2.2 mm,總下壓量約為 40%。
        本文實驗鋼擬采用臨界退火(IA)工藝和臨界退火+回火(IT)熱處理工藝,從而得到具有不同形貌、不同尺寸及元素異質分布多相組織的異質結構。IA 熱處理工藝如下:對冷軋中錳鋼在 660 ℃~720 ℃保溫 10 min,然后空冷至室溫;對冷軋中錳鋼在 680 ℃保溫 5 min~120 min,然后空冷至室溫。退火工藝在馬弗爐中實施,升溫速率為 1℃/s。
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        2.2研究分析方法
        (1)掃描電鏡(SEM)
        掃描電鏡可以觀察到實驗鋼的顯微組織、相分布及演變規律。SEM 試樣的制備包括機械研磨、拋光和腐蝕三個步驟。利用線切割沿鋼板軋制方向切取10mm×10mm 樣品,經過 240#、400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#水砂紙逐級研磨,每更換一次砂紙,均需轉 90°角,與上一個劃痕呈垂直方向,沿一個方向磨至舊劃痕消失,最終直至光滑鏡面。然后將磨樣在拋光機上進行拋光處理,最終采用 4vol%的 HNO3+CH3CH2OH 混合溶液進行表面腐蝕 30s 左右,直至表面呈青色或青藍色,然后用吹風機沿同一方向吹干,上機分析。
        (2)透射電鏡(TEM)
        采用 Tecnai G2型場發射高分辨率電鏡觀察中錳鋼中鐵素體和殘余奧氏體顯微形貌及元素分布等行為,分析實驗鋼拉伸前后的微觀組織形貌及位錯組態演變。TEM 試樣制備過程如下:用線切割切取厚度為 0.6mm 的 10mm×10mm 的樣品,在砂紙上手工磨薄至 0.05~0.06mm,在磨樣時注意用力合適,防止奧氏體因受力過大而轉變為馬氏體。然后在試樣上沖出直徑 3mm 圓形樣品,對圓片進行電解雙噴減薄穿孔,電解液為 10vol%HClO4 與 90vol%CH3CH2OH 混合溶液。
        (3)電子背散射衍射(EBSD)
        EBSD 可以鑒定中錳鋼的晶粒尺寸和相分布,大小角度晶界以及取向差等信息。本實驗中在 FEI Quanta 650 FEG 型場發射掃描電鏡上完成 EBSD 測試,本文EBSD 測試步長為 0.05μm,因此其中尺寸小于 100 nm 晶粒難以被 EBSD 所捕捉,典型條件下試樣微觀組織需配合 TEM 分析,EBSD 測試電壓為 20kV。對 EBSD樣品進行機械拋光,方法與 SEM 試樣制備相同,然后使用 93 vol%乙醇和 7 vol%高氯酸的電解質進行電拋光,電流密度為 450 mA/cm2。
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        第 3 章 兩相區退火工藝對冷軋中錳鋼組織與性能的影響............................ 19
        3.1 中錳鋼熱處理工藝設計........................... 19
        3.2 退火溫度對冷軋中錳鋼微觀組織的影響............................. 20
        3.3 退火溫度對冷軋中錳鋼力學性能的影響.............................. 22
        第 4 章 回火工藝對冷軋中錳鋼組織與性能的影響..................... 29
        4.1 中錳鋼熱處理工藝設計......................................... 29
        4.2 回火溫度對冷軋中錳鋼力學性能的影響........................ 29
        4.3 退火溫度對 IT 處理中錳鋼的影響.................................. 30
        第 5 章 新型中錳 TRIP 鋼強韌化機理研究...............................47
        5.1 異質結構中錳鋼微觀組織及 Mn 元素分布行為..................................47
        5.2 新型中錳鋼加工硬化行為................... 48
        5.3 新型中錳鋼 HDI 強化行為................................. 49

        第 5 章 新型中錳 TRIP 鋼強韌化機理研究

        5.1 異質結構中錳鋼微觀組織及 Mn 元素分布行為
        根據第四章結果可知,本文設計的中錳鋼在 680℃退火時間 10min 再在 200℃回火 20min 后力學性能最佳。為了進一步分析其微觀組織形貌及奧氏體重要的穩定化元素 Mn 分布行為,對 T68 試樣開展 TEM 觀察。如圖 5-1 所示,T68 的微觀結構由鐵素體和奧氏體的三種不同形態組成,即顆粒狀(γG)、板條狀(γP)和塊狀(γB),與 EBSD 結果吻合。圖中板條狀奧氏體和鐵素體呈相間交互排列,顆粒狀和塊狀奧氏體一部分分布在鐵素體晶內,另一部分分布在鐵素體晶界處。經測量板條狀奧氏體的平均寬度約為 0.12μm~0.59μm,顆粒狀和塊狀奧氏體的晶粒尺寸約為 0.07μm~3.24μm。
        如圖 5-1b 所示,利用 TEM-EDS 技術對多個顆粒狀、板條狀和塊狀的奧氏體晶粒 Mn 濃度進行測試,結果表明,無論板條狀奧氏體的晶粒大小如何,Mn 濃度均在 11.9~12.3wt.%的小范圍內變化。而顆粒狀和塊狀奧氏體晶粒中的 Mn 呈非均質分布,范圍為 9.4wt.%~14.7wt.%,且尺寸較大的塊狀殘余奧氏體晶粒比超細晶(<0.5 μm)奧氏體晶粒具有更高的 Mn 含量,主要是因為當退火溫度為 680℃時,奧氏體形核與長大條件適宜,冷軋板中的相變馬氏體具有奧氏體優先形核條件,奧氏體晶粒沿板條馬氏體成長,最終成為高 C/Mn 濃度的板條狀奧氏體;同時,冷軋板中保留的板條狀奧氏體(高 C/Mn 濃度)沿厚度方向長大,由于比表面積較高,因此最終分解成幾個塊狀奧氏體(繼承了冷軋殘留奧氏體高的 C/Mn 濃度)[73]。此外,在 C/Mn 含量較低的鐵素體中(晶界/相界或位錯處)存在潛在的奧氏體形核點,然而,由于 C/Mn 含量較低,其形核和長大較慢,最終形成低 C/Mn 含量的顆粒狀奧氏體;最終使 T68 試樣呈現出多形貌、尺寸度、Mn 元素非均質分布的異質結構特征。

        工程碩士論文參考

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        結論


        本文設計并制備一種新型中錳 TRIP 鋼,對其進行兩相區退火(IA)和兩相區退火+低溫回火(IT)熱處理工藝研究,以期獲得高強度高塑性的優異匹配。借助TEM、EBSD、SEM 及 XRD 技術研究不同退火時間、退火溫度對中錳鋼微觀組織、力學性能影響規律。在此基礎上,進一步探究回火工藝對中錳鋼性能及相變行為的影響機制,最終通過組織調控,制備具有異質結構新型中錳 TRIP 鋼,探究新型中錳鋼強韌化機制。主要結論如下:
        (1)通過冷軋鋼板多相預留+兩相區退火(MMP-IA)新工藝,即熱軋后在兩相區 680℃保溫 1h 后再小變形冷軋(40%壓下率),使冷軋板的組織由不同畸變程度的形變鐵素體、相變馬氏體和少量殘留奧氏體(9.4%)構成,最后通過兩相區退火成功制備出具有異質結構新型中錳 TRIP 鋼。
        (2)研究臨界退火(IA)工藝中不同退火溫度和不同退火時間對冷軋中錳鋼組織與性能影響,當退火溫度為 680℃,退火時間為 10min 時,試樣的綜合力學性能最佳,其 UTS、YS、TE 和 PSE 分別為 1211MPa、1000MPa、40%和 48 GPa·%,其強塑積遠超過了第三代汽車鋼標準。
        (3)研究兩相區退火+回火工藝(IT 工藝)對冷軋中錳鋼組織與性能影響,當實驗鋼在680℃退火時間10min空冷至室溫再在200℃回火20min空冷至室溫后,試樣的綜合力學性能最佳,其 UTS、YS、TE 和 PSE 分別為 1280MPa、1022MPa、53%和 68 GPa·%,其性能遠超出相同成分下中錳鋼性能,接近 TWIP 鋼級別,且強度高于傳統 TWIP 鋼。
        (4)研究不同退火溫度下,回火對冷軋中錳鋼性能影響,結果表明:退火溫度為 660℃時,回火處理使實驗鋼 UTS、YS、TE 和 PSE 分別從 1178MPa、1104MPa、30%和 36 GPa·%降至 1023MPa、1000MPa、17%和 18 GPa·%。當退火溫度升為 680℃時,A68 樣品的 UTS 和 TE 分別從 1211MPa 和 40%增加至 T68 樣品的 1280MPa和 53%,從而使 PSE 從 48 GPa·%提高至 68 GPa·%。當退火溫度進一步升高至 700℃和 720℃時,回火處理對退火中錳鋼的性能影響不大。通過研究其微觀組織可知,當退火溫度較低(660℃)時,奧氏體穩定性非常高但含量較低,低溫回火進一步增加其穩定性而使其在拉伸過程中 TRIP 效應被嚴重抑制,從而降低了試樣的力學性能。處于高溫(700℃和 720℃)時,奧氏體含量高,低溫回火時鐵素體中 C 元素可配分的數量較低,對奧氏體穩定性影響較弱,因此對其性能影響可以忽略。
        參考文獻(略)


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