先進高強塑性Q-P-T鋼增塑機制及其動態(tài)力學性能.pdf

1、先進高強度鋼(AHSS)的發(fā)展趨勢是研發(fā)更高強度的C-Mn-Si系廉價鋼并保持足夠的塑性，以期實現鋼件輕量化，達到節(jié)約能源和資源、實現汽車節(jié)能減排從而保護環(huán)境等目的。為此，本文根據徐祖耀院士提出的新一代（第三代）先進高強度鋼淬火-分配-回火(Q-P-T)熱處理工藝新思想，設計了高強塑性的低碳Q-P-T鋼的成分（Fe-0.25C-1.48Mn-1.20Si-1.51Ni-0.05Nb(wt.％））和合理的Q-P-T工藝。通過X射線衍射(X

2、RD)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)和力學性能測試等實驗手段系統(tǒng)研究了新型Q-P-T工藝和傳統(tǒng)Q&T（淬火和回火）工藝對鋼種的力學性能（包括準靜態(tài)拉伸、動態(tài)力學性能和沖擊力學性能）和微觀組織的影響，揭示了Q-P-T鋼較Q&T鋼具有高強塑性的微觀機制，探索了Q-P-T鋼在不同形變溫度條件下的微觀組織及其對力學性能的影響。通過低碳Q-P-T鋼和貝氏體鋼中平均位錯密度的測定和TEM的觀察，驗證了低碳Q-P-T鋼中殘余奧氏體吸收位錯（

3、DARA）效應的存在，同時發(fā)現貝氏體鋼中也存在DARA新效應，從而提出了DARA效應產生的兩個條件，進一步闡明了殘余奧氏體增強高強度鋼塑性的微觀機制。主要的研究內容和成果如下:
　　 (1)設計了一種含Nb微合金化元素的低碳Q-P-T鋼，基于Speer等人提出的“約束碳準平衡”(CCE)熱力學理論模型，對室溫殘余奧氏體含量與淬火溫度（Tq）的關系做了理論預測，繼而設計出合理的Q-P-T工藝。設計的低碳Q-P-T鋼展現了非常好的高

4、強塑性，抗拉強度高達1322MPa，延伸率和強塑積分別可高達16.9％和22342MPa％，顯示出優(yōu)良的綜合力學性能。但是設計鋼種經傳統(tǒng)Q&T工藝處理后，其抗拉強度提升至1438MPa，但其延伸率只有12.1％，強塑積為17400MPa％，遠低于Q-P-T鋼。沖擊實驗結果表明，Q-P-T鋼室溫(20℃)下的縱向沖擊功（Akv）為36J，比Q&T鋼的縱向沖擊功(18J)增加了近一倍，Q-P-T鋼展現出較Q&T鋼更好的沖擊韌性。TEM表征揭

5、示出Q-P-T鋼的高強度來源于高位錯密度的板條馬氏體（硬相）以及馬氏體基體中彌散析出的大量的細小fccNbC合金碳化物和少部分hcpε過渡型碳化物（沉淀強化相），而高的塑性則歸因于室溫下大量“薄片狀”富碳殘余奧氏體（軟相）的穩(wěn)定存在。而Q&T鋼中殘余奧氏體呈現“薄膜狀”，其含量在2％以下，遠遠小于Q-P-T鋼，因此其塑性顯著下降。
　　 (2)與傳統(tǒng)Q&T工藝相比，新型Q-P-T工藝具有較高的淬火溫度，這使得Q-P-T鋼較Q&T

6、鋼含有更多的殘余奧氏體;同時有效減少了引起微裂紋形成的淬火內應力和馬氏體相變產生的內應力，由此提高了先進高強度Q-P-T鋼的塑性和韌性。而且，較高的淬火溫度減小了馬氏體相變的驅動力，從而使Q-P-T鋼具有更均勻的馬氏體板條尺寸和更細小的板條馬氏體，這有利于提高Q-P-T鋼的強度和韌性，部分彌補了Q-P-T鋼中馬氏體含量減少引起的強度下降。這就是為什么Q-P-T鋼比Q&T鋼具有遠高的塑性和韌性，而強度稍低于Q&T鋼。
　　 (3)

7、通過對不同形變溫度(-70℃～400℃)條件下Q-P-T鋼的力學性能測試與殘余奧氏體量的XRD測定，發(fā)現Q-P-T鋼在-70℃～300℃形變溫度范圍內的力學性能不亞于室溫(20℃)的力學性能，同時在該溫度范圍內，殘余奧氏體展現出良好的熱穩(wěn)定性，因此本文研究的低碳Q-P-T鋼可在-70℃～300℃溫度范圍時使用。不同形變溫度條件下Q-P-T鋼的TEM微觀結構表征顯示:在-70℃～300℃溫度范圍內，Q-P-T鋼高的強度來自于高位錯密度的馬

8、氏體板條以及馬氏體基體上彌散分布的fccNbC合金碳化物和hcpε過渡型碳化物，而高的塑性來自于大量“薄片狀”富碳殘余奧氏體顯著的相變誘發(fā)塑性(TRIP)效應和協(xié)調形變。當在300℃以上溫度時，殘余奧氏體量顯著減少、脆性滲碳體開始形成，兩者共同導致了其力學性能急劇惡化。本文的研究揭示了Q-P-T鋼中Si元素的加入在低溫階段(-70℃～300℃)可以抑制脆性滲碳體(Fe3C)的生成，但是在300℃以上的高溫階段卻不能抑制殘余奧氏體分解形成

9、的滲碳體和￡過渡型碳化物開始轉變成的滲碳體。
　　 (4)不同應變條件下低碳Q-P-T鋼和貝氏體鋼中殘余奧氏體含量的XRD測定結果表明，殘余奧氏體含量都隨著應變的增加而減少，TEM觀察均顯示出形變孿晶馬氏體，兩者都證明了TRIP效應的存在?；谛巫冞^程中馬氏體（或貝氏體）和殘余奧氏體中平均位錯密度的X射線衍射線形分析(XLPA)方法的測定和TEM的觀察，驗證了在中碳Q-P-T鋼中最新發(fā)現的DARA效應在低碳Q-P-T鋼中依然存在

10、，同時發(fā)現貝氏體鋼中也存在DARA新效應，即馬氏體（或貝氏體）中的位錯移動到相鄰的殘余奧氏體中，從而被殘余奧氏體所“吸收”。DARA效應使馬氏體（或貝氏體）硬相處于“軟化態(tài)”或“未加工硬化態(tài)”，極大的增強了硬相馬氏體（或貝氏體）與軟相奧氏體的協(xié)調形變能力。
　　 (5)提出了DARA效應產生的兩個條件:鋼中應含有盡可能多的殘余奧氏體（大于10％體積分數），馬氏體（或貝氏體）和殘余奧氏體兩相應具有共格（或半共格）的界面。
　

11、　 (6)殘余奧氏體在形變過程中增強高強度鋼塑性有三個相繼的效應:DARA，TRIP和BCP（阻礙裂紋擴展）效應，三者共同構成殘余奧氏體增強高強度鋼塑性的微觀機制。三種效應均相繼增強了硬相馬氏體（或貝氏體）與鄰近殘余奧氏體軟相協(xié)調形變的能力，繼而相繼提高了高強度鋼的塑性，同時，三種效應均隨殘余奧氏體量的增加而增強。足夠多的殘余奧氏體是保證先進高強馬氏體（或貝氏體）鋼具有良好塑性的先決條件。
　　 (7)首次研究了新型Q-P-T

12、鋼的動態(tài)力學性能。通過對Q-P-T鋼和Q&T鋼進行不同應變速率下的動態(tài)力學性能測定，發(fā)現Q-P-T鋼的抗拉強度和塑性較準靜態(tài)都有了提高，且隨著應變速率的提高，Q-P-T鋼的抗拉強度和塑性均隨之提高，顯示出本研究Q-P-T鋼具有優(yōu)良的動態(tài)力學性能。相反，Q&T鋼強度提高的同時伴隨著塑性稍有下降。同一應變速率條件下，Q-P-T鋼較Q&T鋼顯示出更好的綜合動態(tài)力學性能。本文研究的低碳Q-P-T鋼的動態(tài)力學性能不亞于準靜態(tài)的力學性能，因此本文研