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能源节约和环境保护意识越来越受到社会重视,汽车、家电、建筑、交通运输等行业用钢朝着轻量化方向发展。因此,为使钢铁产业连续退火装备技术朝着快速响应和短退火流程的方向发展,迫切需要研究基于快速加热条件下冷轧板带的退火工艺技术。目前对于冷轧板带快速热处理技术的研究主要集中在装备技术和实验室规模的材料微观组织演变等方面,对高强度TRIP钢快速加热连续退火条件下组织演变与性能控制及烘烤硬化性能关注较少。因此,本文利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD),电子背散射衍射(EBSD)、电子探针(EPMA)和力学拉伸测试等方法,系统研究了快速加热连续退火过程中TRIP钢微观组织演变及其力学性能,主要内容与结论如下:首先,研究了加热速度对相变诱导塑性形变(TRIP)钢连续加热过程中组织演变的影响。实验结果发现:慢速加热时,冷轧状态下形变铁素体在奥氏体化开始前已基本完成再结晶,奥氏体形核位置主要位于再结晶铁素体晶界处,再向铁素体长大。随着加热速度增加,铁素体再结晶与奥氏体相变过程出现交叉,奥氏体的形核位置及长大过程发生改变。快速加热时,奥氏体在渗碳体/形变铁素体界面处形核,碳原子在奥氏体内经体扩散由原渗碳体区域向奥氏体晶界扩散,并控制奥氏体长大。另外,基于JMAK方程分析了连续加热过程中奥氏体化动力学。其次,研究了快速加热连续退火TRIP钢组织演变机理与力学性能。实验结果表明,快速加热的连续退火过程,可以通过抑制铁素体回复与再结晶,使得奥氏体形核点主要集中于形变铁素体与珠光体晶界,此时珠光体片层大部分仍处于冷轧压碎状态,珠光体的片层间距以及珠光体片层的长度都极有利于奥氏体形核,提高了奥氏体形核率,同时加快了奥氏体化速度,实现TRIP钢组织的超细化并提高了奥氏体分数。加热速度300℃/s,临界退火温度800℃时,具有良好的强塑性配合。300℃/s快速加热使晶粒细化到1.5±1μm,在420℃贝氏体等温200s后,实验钢抗拉强度>980MPa,延伸率>21%。将退火温度升高到完全奥氏体化温度以上,基体组织由细小不规则“块型”贝氏体基体转变为大板条贝氏体基体,强度增加,塑性性能降低。再次,研究了 TRIP钢准静态单轴拉伸断裂力学行为及延伸凸缘性能。实验结果表明:在整个塑性形变过程中,TRIP钢加工硬化指数主要分为初期较高,缓慢下降与快速下降三个阶段。另外,快速加热条件下残余奥氏体整体稳定性高于慢速加热条件。300℃/s快速加热条件下,实验钢应变初期残余奥氏体稳定性较低,应变初期即发生较大程度的TRIP效应,但由于快速加热提高了残余奥氏体的体积分数,在应变后期仍存在大量更稳定的残余奥氏体,使得此工艺条件具有良好的延伸率。实验钢的试样断面与拉伸应力倾斜角约为45度,断口裂类型属于微孔聚集性断裂,断口微观形态主要特征是韧窝。实验钢扩孔过程中的孔洞形成及扩展与准静态单轴拉伸过程相似,主要是以微孔聚集型模式进行的。快速加热使得贝氏体相与铁素体相强度差降低,实验钢的扩孔率略有提高,在300℃/s快速加热条件下,800℃保温80s实验钢扩孔率为37.6%。然后,通过应变速度分别为 0.15m/s(1.5×1O1s-1),1m/s(1×102s-1),4.5m/s(4.5×102s-1),7.5m/s(7.5×102s-1)四种条件下的动态拉伸实验,得到了不同速度条件下的材料应力-应变曲线。另外,通过断口形貌的观察,分析了 TRIP780动态变形过程中断裂行为。根据实验钢的变形行为宏微观的研究,基于Johnson-Cook简化本构模型,建立了描述其动态力学行为的应变率相关本构方程。最后,基于铁素体基体BH钢快速加热条件下烘烤硬化特性机理对TRIP钢烘烤硬化特性进行探究。实验结果表明:铁素体基体BH钢烘烤硬化值主要来自铁素体内部Cottrell气团形成与析出物沉淀强化,快速加热可显著增加BH值。对于TRIP钢,在烘烤前随着预应变量的增加,实验钢的残余奥氏体体积分数逐渐减少,发生TRIP效应,转变为马氏体,提高了屈服强度,增加了加工硬化值。烘烤后残余奥氏体极少量发生贝氏体转变,贝氏体转变会带来屈服强度的降低,但烘烤过程中C向残余奥氏体富集,同样会增加屈服强度。TRIP钢烘烤硬化是贝氏体转变、残余奥氏体C富集和贝氏体回火以及Cottrell气团形成与析出物沉淀强化的复合影响过程。而快速加热引起的△σC+P强化效果远大于慢速加热,掩盖了在应变前期残余奥氏体体积分数大量减少带来的屈服强度降低,因此烘烤硬化值较高。