（材料加工工程专业论文）高强度汽车用钢（dp及twip钢）的研究.pdf

原创性声明 本人声明：所呈交的论文是本人在导师指导下进行的研究工作。 除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人已发表 或撰写过的研究成果。参与同一工作的其他同志对本研究所做的任何 贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。 签名：狙日期：型! 三， 本论文使用授权说明 本人完全了解上海大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学 校有权保留论文及送交论文复印件，允许论文被查阅和借阅；学校可 以公布论文的全部或部分内容。 ( 保密的论文在解密后应遵守此规定) 签名：磐师签名： 1 1 日期：壁! ! ：竺：! d 工程硕士毕业论文 摘要 论文对双相钢( d p 钢) 进行了成份设计和热模拟试验，研究了超高塑性 t w i p 钢的奥氏体量、拉伸前后的组织变化、合金元素和组织的作用，给出并 分析了各钢的成分、结构、工艺、性能和特点。试验结果可供汽车工业中防 冲撞设计、车身轻量化设计以及工艺参数的制定时参考。 论文的主要内容包括： 1 ) 成功地进行了热轧双相钢的成份设计，使设计的d p 钢能严格满足热 轧工艺的要求。 2 ) 对试验用双相钢在t h e r m e c m a s t o r z 型热模拟试验机上进行热模拟试 验，以静态方式测量了实验钢的相交点和动态连续冷却曲线。分析了不同冷 却速度对组织的影响。 3 ) 采用光学显微镜观察不同冷却速度下的金相组织，发现由于大量的骱 元素的加入，t w i p 钢在室温时保持着稳定的奥氏体组织。通过不同冷却速度 下金相组织的对比，分析了冷却速度对t w i p 钢显微组织的影响。 4 ) 采用万能试验机对t w i p 钢进行拉伸试验，结果发现t w i p 钢具有7 0 9 0 的总断后伸长率和5 8 0 7 2 0 m p a 的抗拉强度。观察拉伸后试样的金相组织， 发现在变形过程中，产生了大量的机械孪晶。 5 ) 对断口进行s e m 分析，结果表明t w i p 钢断口都为韧窝断口，体现出良 好的延性断裂特征，拉伸时，没有颈缩现象。 关键字：双相钢，t w i p 效应，冷却速度，热轧，层错能，组织性能，孪 晶 工程硕士毕业论文 a b s t r a c t i no r d e rt om e e tt h er e q u e s tf o rn o w g e n e r a t i o na u t o m o b i l e , al o to f n e wt y p es t e e l a l eb e i n gd e v e l o p e di nt h ew o r l d , i e ，a h s s ，h s s ，d ps t e e l ，t r i ps t e e la n dt w l p s t e e le t c i nt h i sp a p e r , b o t hd pa n dt w i ps t e e la r ei n t r o d u c e d t h e i rc o m p o s i t i o n , s t r u c t u r e , p r o c e s s i n g , p r o p e r t y , c h a r a c t e r i s t i ca r eo b t a i n c da n da n a l y z e d t h e c o n t r i b u t i o no ft h ed i s s e r t a t i o nl i e sn o to n l yi nt h ea n t i - - c r a s h i n ga n dl i g h t i n g b o d yw c i g h tb u ta l s oi nt h ee s t a b l i s h i n gt h ep r o c e s sp a r a m e t e r t h eh i g h l i g h t so ft h ed i s s e r t a t i o ni u c l u d e ： ( 1 ) c o m p o s i t i o no f t h eh o tr o l l e dd ps t e e li ss u c c e s s f u l l yd e s i g n e da n dt h es e r i o u s l i m i t a t i o no f p r o c e s si ss a t i s f i e d ( 2 ) t r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e sa n dd y n a m i cc o n t i n u o u sc o o l i n go u r v e ( c c t ) o f t h ed u a l p h a s es t e c la l eo b t a i n e di nt h et h e r m e c m a s t o r zt h e r m a l s i m u l a t i o nt o s tm a c h i n e t h ee f f e c to ft h ec o o l i n gv e l o c i t yo nt h es t r u c t u r ei s s t u d i e d ( 3 ) m i c r o s t m c t u r ew i t hd i f f e r e n tc o o l i n gv e l o c i t i e si so b s e r v e d 谢1 l ll i g h t m i c r o s c o p e b e c a u s eo ft h el a r g ea m o u to fm n ，s t a b l ea u s t e n i t es t a t ec a r lb e m a i n t a i n e di nt h er o o mt e m p e r a t u r ei nt h et w i ps t e e l 1 1 坞e f 伍e c to fc o o l i n gr a t e o nt h em i c r o s t r u c t u r eo f t w l l s t e e li ss t u d i e d ( 4 ) s t a t i ct e n s i l et e s ti sc a r r i e do u tt ou n d e r s t a n dt h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e sw i t h d i f f e r e n tm nc o n t e n t t h r o u g ho b s e r v i n gt h em i c r o s t r u c t u r ea f t e rt e n s i l e ，o n ec a n f i n dd u r i n gt h et e n s i l et e s t ，i ta p p e a r e dal o to f d e f o r m e dt w i n ( 5 ) s e me x a m i n a t i o no ff r a c t u r es u r f a c e si nt e n s i l es p e c i m e n se x h i b i t sa l la r e t o u g h n e s sf r a c t u r e s t h er e s u l t ss h o w st h a tt h em a t e r i a lh a sh i g h - p l a s t i c i t y n o n e c ks h r i n k a g ea p p e a r sd u r i n gt h et e s t k e yw o r d s ：d ps t e e l ；t w i pe f f e c t ；c o o l i n gr a t e ；h o tr o l l i n g ；f a u l te n e r g y ： s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ： 2 工程硕士毕业论文 第一章热轧双相钢5 8 0 d p 的实验室研究 1 1 引言 近年来，世界主要工业国家大都将汽车工业作为国民经济的支柱产业。降 低能耗、减少污染是当今人们面临的一个十分重要而紧迫的问题，减轻汽车白 重是提高汽车燃油经济性、节约能耗的重要举措之一，对汽车油耗和自重关 系的最新研究表明：汽车油耗与自重成线性关系，如汽车自重降低1 0 ，在其他 条件不变的情况下，则至少可使汽车油耗降低5 。 钢铁材料是汽车制造的主要用材之一，约占总用材量的7 0 汽车用钢经 历了第一代沸腾钢，第二代铝镇静钢，第三四代的低合金高强度钢，但一直难 以解决强度与塑性矛盾的问题。后来人们渐渐以高强度钢( h s s h i g hs t r e n g t h s t e e l ) 来代替软钢，开发出了如双相钢、沉淀硬化钢、固溶强化钢、以i f 钢 为基的固溶强化钢、相变诱发塑性钢以及具有相变诱发塑性的双相钢等。目前 人们为了提高钢的性能主要是做两方面的工作，一方面提高已有钢种的强度和 塑性指标，使其满足超轻钢车体的要求，比如提高双相钢、t r i p 钢的性能；另 一方面，开发一些新型的高强度钢种，比如国外正在进行的t w i p 钢和含b 的高强 度钢的开发。本论文讨论了热轧双相钢5 8 0 d p 的实验室研究和t w l p 钢一些基本 的组织性能。 1 2 双相钢的基本介绍 1 2 1 基本概念 双相钢是指低碳钢或低碳合金钢经过临界区热处理或控制轧制工艺而得 到的主要由铁素体( f ) + 少量( 体积分数 5 8 0 m p a ，延伸率 2 4 ，1 8 0 0 冷弯d = 0 5 a 。 1 6 小结 ( 1 ) 钢1 1 ( c s i - b i n ) 在生产中要进行快速冷却，终冷温度要达到3 5 0 以下。钢1 4 ( c s i i v i n c r - m o ) 可在比较慢的冷却速度下实现双相组织， 不用担心慢冷时出现珠光体转变，且冷却范围也宽一些，对厚度比较大的成 品板更易于实现。 ( 2 ) 从模拟组织可以看到含有c r 、m o 的钢1 4 在两段水冷模式下铁素体 析出量比一段水冷方式的多，如果一段水冷方式的冷速不大于1 0 s 的情况 下可以得到相当于两段冷却的结果。钢1 1 只能在冷速大于3 0 s 、卷取温度 低于3 5 0 的两段冷却条件下才能得到双相组织。 ( 3 ) 热轧双相钢用低碳硅锰铬钼钢的成分，用现行热轧工艺可以达到德 国热轧双相钢d p w 6 0 0 的标准。若用硅锰成分，热轧双相钢的生产需要高于 3 0 s 的冷却速度和低于3 5 0 的卷取温度。 工程硕士毕业论文 2 1 引言 第二章t w i p 钢的概述 p n g v 是p a r t n e r s h i pf o rt h en e x tg e n e r a t i o nv e h i c l e 的缩写，即新 一代汽车合作计划。它是由美国联邦政府与大汽车公司联合实施的一个政府 与企业相结合的研究计划。p n g v 计划的宗旨就是通过研究和开发新一代汽车 技术来增强美国总体经济的竞争力。 1 9 9 3 年，白宫提出了p n g v 计划。计划提出汽车业今后的发展方向是要 研究和开发新一代汽车以实现三个总体目标，即提高燃油效率、降低排放以 减少对环境的污染；减少石油消耗从而降低对国外进口石油的依赖；确保美 国汽车业在世界的领先地位1 。 根据p n g v 计划提出的要求，美国各大汽车制造商合作开发出几款“概念 车”。在概念车用材方面，制造商大量的使用了铝合金，镁合金，以及塑料， 大幅度的降低了车体总量。使汽油消耗量从平均每百公里消耗9 l 降到了 3 l “。p n g v 计划带动了美国汽车制造业新一轮的发展。 与此同时，钢材长期以来一直占汽车用材的主导地位。p n g v 的研究结果 对钢铁行业产生了极大的震动。为了应对铝、镁和塑料对钢铁工业的威胁， 全世界1 8 个国家的3 5 个钢铁公司于1 9 9 4 年9 月的国际钢铁协会倡议，合作 进行超轻钢车体( u l t r al i g h ts t e e la u t ob o d y ) 的研究项目“”，保住在汽 车制造业中钢铁材料的地位。 该计划目的不是开发新材料，而是使用现有的普通高强钢，力求通过对 汽车结构设计的革新，制造技术的优化、零部件性状的改变和一切行之有效 的手段、方法来实现汽车车体彻底轻量化。 在u l s a b 计划的第一阶段，德国保时捷汽车公司借助计算机辅助设计出 了2 1 世纪超轻量型低成本且安全可靠的b i w 汽车车体图“”。b i w 车体的制作 材料中各种高强度钢用量占了三分之二，车体之所以轻、坚固且成本低，归 纳为：采用轴向压缩、内压加工等手段制造结构件：有效使用不同钢种、不 同厚度的薄钢板；实施合理的年节、焊接和符合焊接作业；采用先进的液压 1 6 工程硕士毕业论文 成型工艺，使结构简用料薄，扭曲及抗绕刚度强。由于使用材料少和制造优 化率高，b i w 车体制造成本比之前降低了1 4 ( 约1 5 4 美元) ，车体刚度也比 之前提高了3 4 1 3 2 。 在汽车结构材料研究中，减重、降耗、安全性改善一直是汽车业最为关 注的课题。据统计，重量减轻1 ，燃料消耗可降低0 6 1 0 9 6 ，因此，汽车 的减重( 轻型化) 是降低油耗的重要途径( 约占5 0 以上) 之一。但减重和车 身安全性互为矛盾。近2 0 年来，欧洲、日本以及北美汽车制造业非常注重汽 车撞击能量吸收率的优化。最近开发的兼具高强度和优良延伸率的高强度钢 板( h s s ) ，特别是多相钢，赋予制造业更大的吸引力，可满足减重和安全性改 善的双重目的。典型的有双相( d p ) 钢、相变诱发塑性( t r i p ) 钢以及可能在汽 车车身上商业应用的孪晶诱导塑性( t w i n ) 钢“”。 2 0 0 5 年国际钢铁协会成员a r c 圮l o r 和t h y s s e n k r u p ps t a h l 公司签署联合研 发协议希望在高能量吸收率和优良成形性的汽车碳钢板一高m nt w i p 钢的 研究方面取得技术突破“。研究显示，目前高m nt w i p 钢的最高强度己达 1 1 0 0 m p a ，延伸率最大达到了9 5 ，高的应变硬化率，对冲击能量的吸收程 度是现有高强钢的两倍，是一种潜在的在车身和底盘结构件上可大量采用的 新钢种，减重率可达2 0 以上，极具市场前景。 2 2t r i p 钢和t w i p 钢 从汽车用钢的发展来看，汽车制造商希望钢材有优异的延伸率和优良的 强度。 t r i p ( t r a n s f o r m a t i o ni n d u c e dp l a s t i c i t y ) 钢是近几年为满足汽车 工业对高强度、高塑性钢板的需求而开发研制的含有残余奥氏体的低碳、低 合金高强度钢板。其原理是利用残余奥氏体的形变诱发相变、相变诱发塑性 的特点，来提高钢板的塑性，从而改变钢板的成形性。自从z a c k a y 等人发现 并命名相变诱发塑性的概念以来，有关t r i p 钢的研究就开始了，尤其是近 几年汽车轻量化要求的提高，有关t r i p 钢板的轧制工艺、力学性能和冲压成 形性的研究也成为本学科研究的热点“”。 1 7 工程硕士毕业论文 t r i p 钢的特点是奥氏体在塑性变形下会发生t r i p 效应。t r i p 效应是指 钢中稳定存在的残余奥氏体在变形过程中向马氏体转变时引入了相变强化和 塑性增长，为此残余奥氏体必须有足够的稳定性，以实现渐进式转变，一方 面强化基体，另一方面提高均匀的伸长率，达到强度和塑性同步增加的目标 “”；体现在材料组织上首先是残余奥氏体本身成分、大小、形貌和周围环境 的影响：其次是与残余奥氏体共存的相( 如铁素体、贝氏体) 的晶粒尺寸、质 量分数、化学成分及形态的综合作用。只有实现显微组织中各组成相的优化 组合，才能提高t r i p 钢的强度和塑性。 同时，大多数奥氏体钢，如奥氏体不锈钢和高锰h a d f i e l d 钢，层错能处 于中低范围，因此趋向于形成大范围的堆垛层错，孪晶以及平面位错结构“”。 当高锰钢中加入c 或a 1 和s i 时，可以发现大范围的机械孪晶。g r a s s e l 等观 察到：当锰含量达到2 5 w t ，铝含量大于3 w t ，硅含量在2 w t 到3 w t 范围 之间时，钢中存在大面积的机械孪晶，同样的情况发生在当碳含量很低的时 候。他们还提到了超过5 0 0 0 0 m p a 的高面缩值；这些值都来源于这些钢的非常 高的延展性，a = 8 0 。他们引入了孪生诱导塑性钢( t w i n n i n gi n d u c e d p l a s t i c i t y ) 这一名词来命名这些钢种汹1 。 t w i p 钢优异的力学性能来自孪生诱导塑性，这种孪生在形变中的作用与 传统的概念完全不同。通常认为，在晶体结构对称性比较低、滑移系比较少 的材料中，当形变速度较大，或在不利于滑移取向的情况下加力时在某些应力 集中的地方产生孪晶。面心立方金属不易产生孪晶，只有在极低的温度下才形 成机械孪晶。”。由于孪生所产生的形变量很小，故在滑移困难时仅起调整取向 的作用，使滑移得以继续进行。但在t w i p 钢中，可在形变温度为一7 0 4 0 0 时的面心立方奥氏体中形成，形变速率可低达1 0 1 s 。形变过程中，高应变 区孪晶的形成，孪晶界阻止了该区滑移的进行，促使其它应变较低区可通过滑 移进行形变直至孪晶的形成，由此导致试样的均匀形变，显著推迟缩颈的产生 2 2 - - 【h o 正是由于上述原因，使得t w i p 钢具备了非常优异的延展性，同时又可以 保持强度的提高，因此引起各大汽车制造商以及钢铁集团的重视。近年来纷 纷展开对t w i p 钢的研究。t w i p 钢被称为“次世代汽车用钢”。 工程硕士毕业论文 图2 1 各种高强度汽车用钢的强度塑性比较 本文即对t w i p 钢进行前沿性探究，对5 种成分的t w l p 钢进行力学性能 和组织分析，并分析组织与性能的关系。 2 3t w i p 效应及其原理 t w i p ( t w i n i n gi n d u c e dp l a s t i c i t y ) 钢经过轧后退火、水淬处理后基 体组织为奥氏体，并伴有大量退火挛晶。孪生作为塑性变形的另一种机制， 在发生孪生的过程中孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大 小。当晶体在切应力的作用下发生了孪生变形时，晶体的一部分沿一定的孪 生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切变，晶体的点阵类型不发生 变化，但它使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体成镜 面对称的取向。变形部分的晶体位向发生改变，可是原来处于不利取向的滑 移系转变为新的有利取向，可以进一步激发滑移。孪生与滑移交替进行，使 t w i p 钢的塑性非常优异。在轧制过程中，随着形变增加，孪晶会发生转动， 在四个 1 1 1 ) 孪生面都会出现堆垛层错和孪晶，这样排列的孪晶因孪晶间的相 互制约，在应变量增加时挛晶不能发生转动，沿轧制面排列。在外力作用下， 随着应变增加，变形试样中观察到大量形变孪晶，产生t w i p m l 效应。t w i p 效应也可分步解释为： 1 拉伸变形最大的部位首先诱发孪晶，孪晶界阻止了该区滑移的进行从而导 致位错的塞积，使局部的强度提高，难以继续变形，导致变形向其他应变 1 9 工程硕士毕业论文 较低区转移，从而推迟了颈缩得到形成，极大提高了延伸率； 2 拉伸后的奥氏体晶粒内包含了大量的形变孪晶。粗大的透镜状形变李晶从 奥氏体晶界处向晶内贯穿，分割奥氏体晶粒。接着，更细小的形变孪晶呈 交织状分布于奥氏体晶粒内。实质上，分割晶粒后的挛晶起到了亚晶界的 作用，阻碍了位错的滑移。这就起到了加工硬化的作用，使得t w i p 在变 形后获得了非常高的抗拉强度。 3 由于孪晶与奥氏体基体的共格作用，高的界面能不利于裂纹的扩展，因此 宏观表现为拉伸，伸长率，特别是均匀延伸率的提高。 2 4 合金元素对t 1 r i p 钢性能的影响 钢中合金元素有两方面的效应，第一是对奥氏体稳定性的影响，t o 和m s 点均随稳定程度而变化；第二是对奥氏体层错能的影响，它主要是影响m s 和m d 的温度差。在前期工作基础上，基于t h c r m o c a l c 软件进行成分设计 和实验确定f e - a i 合金热力学数据，初步筛选四种成分的t w i p 钢，冶炼、 轧制成板材。结合d s c 测量材料的加热和冷却相变温度，确定其热处理工艺 路线。 除( c o ，a i ) 等两三种合金元素以外，其他合金元素均能使奥氏体稳定性不 同程度地增加。n i 、m n 、c 、n 、c u 是奥氏体稳定化元素，可以使奥氏体和 马氏体自由能相等温t 0 降低，使奥氏体稳定化，这属于化学稳定化。此时 h l 点下降，而且加热时开始形成奥氏体的a 3 点也下降。c 、c r 、m n 、n i 等 稳定奥氏体地作用非常大，用这些合金元素进行合金化时，可以使m 。点降低 到室温以下。 合金元素的第二个作用是对奥氏体层错能的影响。改变合金元素的种类 和数量，奥氏体层错能也随之变化。定性的说，n i 、c 、c u 、n b 等使奥氏体 的层错能增加，而下降的情况很少。c r 、m n 有使奥氏体层错能显著降低的倾 向。奥氏体的层错能低时，在变形时容易诱发孪晶。而层错能继续降低时候， 形变时易形成e 相，而e 相可以成为a 一马氏体相变的核胚，有诱发促进d 一马氏体相变的作用。 工程硕士毕业论文 根据合金化原理，m n 元素为扩大奥氏体相区元素，它使a 3 温度下降。 是奥氏体稳定元素，也起到固溶强化的作用汹1 。 而s i 溶于奥氏体中，能够提高钢的强度和硬度。降低奥氏体的层错能， 支持马氏体相变，s i 含量过高，会给产品带来焊接困难，表面质量差，热镀 锌困难等几种缺陷。 a 1 元素为缩小奥氏体相区元素，它们使a 3 温度升高，它能够增加奥氏体 的层错能，从而抑制马氏体相变。含量过高时铸造时容易产生缺陷。 奥氏体晶粒长大的驱动力是晶界两侧晶粒的表面自由能差，晶界的移动 是依靠晶界原子的扩散。能影响这两者的因素，都会改变晶粒长大的进程。 钢中促进奥氏体晶粒长大的元素有c 、m n ，强烈阻碍晶粒长大的元素有a 1 、 t i 等幽1 。a 1 在钢中能形成稳定的氮化物、碳氮化物和碳化物，弥散质点钉扎 于奥氏体晶界，阻碍其晶粒长大。 2 5 层错能 t w i p 钢具有好的强塑性的关键在于它在低温时具有稳定的奥氏体组织与 低的层错能。层错能主要与材料的组成，温度有关。f r o m m e y e r 等研究表明， 在m n 含量在1 5 2 0 时，奥氏体的层错能在1 6 n o m 2 以下，在机械加载时不 稳定，在应力的作用下发生丫一a 和t e 一转变。随着m n 含量的增高，层错能 增加，孪晶对塑性的贡献增强。低的层错能有利于马氏体相变，而高的层错 能抑制这种相变。a 1 元素的加入可以增加奥氏体的层错能，抑制马氏体相变， 而s i 的加入减小层错能，有利于马氏体相变。研究表明：当层错能在2 5 m j m 2 。8 0n o m 2 之间时发生t w i p 效应。 可以说，层错能是晶体强化机制的重要影响因素，但目前对层错能的定义 以及计算方法都没有一个定论。下面给出的计算方法是从相自由焓角度来看的， 层错能反映了f c c 和h c p 两种结构的能量差，h i r t h 认为纯金属的层错能值等于 一层f c c 与h c p 原子结构的吉不斯自由焓差，并推导了层错能t s f 与g m 7 1 之间的关系式： ? s f = 2 p a g m 似+ 2 0 2 1 工程硕士毕业论文 f r o m m e y e r 等人认为当恤c 一i 马氏体转变吉不斯自由能a g ，1 = 一 2 2 0 m j m 2 或更低时，层错能低于1 6 m j m 2 ，而当1 ，f c c 一i i c 。马氏体转变吉不斯 自由能g ，8 为正值且大约在1 1 0 - - 2 5 0m j m 2 之问时，层错能大约在2 5 m j m 2 时，在应力的作用下发生t w i p 效应，通过形变中孪晶的形成来推迟钢 的颈缩。 许多合金元素对层错能t s f 的影响有这样的规律：当合金元素含量不大时， 佻，随含量的增加而下降，7 s f 下降到某一极值，随后又很快地增大。在碳钢中 加入ni 、c r 、m n 等元素都会降低t s f ：在f e mn 合金中加入少量的c r 、m o 、 ni 能进一步提高t 卯。除合金本身的作用外，还应考虑合金的交互作用。 温度也能够影响层错能的大小，因为层错能 r s f 是原子错排引起的应变能 和界面能。温度和压力等外界因素会改变原子间距，从而改变原子直径和点阵 常数。层错能与层错宽度之间关系的表达式为： 耻嚣黜f t 鼍叫 层错能的计算和测定对t w i p 钢的研究很重要，但其不仅繁琐，而且定量值 也不尽如人意。无标样测定合金层错几率( 与层错能成反比) 的x 射线衍射( x r o ) 方法简便、精确，并已成功地用于f e a m n 2 s i 基形状记忆合金的测定。将该方 法运用到对t w i p 钢合金设计的检验中，可以缩短研究周期。另外，层错能随 温度的变化对于理解t w l p 钢在不同形变温度下的力学行为是极其重要的，但 该方面的理论研究尚未开展。 2 6 位错的交叉滑移 当金属发生塑性变形时，产生两种变形机制：滑移与孪生。 由于晶体的原子密度最大的晶面上，原子间的结合力最强，同时面与面 之间距离相对较远，结合力弱。因此，滑移面总是原子排列最密的晶面，而 滑移方向总是原予排列最密的晶向。 t w i p 钢室温为奥氏体f c c 组织。面心立方金属的密排面是 1 1 1 ) ，滑移面 共有四个。滑移方向为 ，每个滑移面上有三个滑移方向，因此共有1 2 个滑移系。当外力达到临界应力时，几个滑移系同时进行滑移。随着晶体相 工程硕士毕业论文 对于外力轴转动，会使原来位向不利的滑移系变成有利取向，使得更多的滑 移在不同的滑移系上同时进行。所滑移时所产生的滑移带长呈交叉状。 2 7r 。c 中的孪晶 金属塑性形变的第二个重要的机制是机械孪生或形变孪生。当晶体在切 应力的作用下发生了孪生变形时，晶体的一部分沿一定的孪生面和孪生方向 相对于另一部分晶体作均匀的切变，在切变区域内，与孪晶面平行的每层原 予的切变量与它距孪晶面的距离成正比，并且不是原子间距的整数倍。 f c c 晶体可堪称一系列( 1 1 1 ) 沿着 1 1 1 方向按a b c a b c 的规律堆垛而 成。当晶体在切应力作用下发生孪生变形时，晶体内局部地区的各个( 1 1 1 ) 晶面沿着 1 1 - 2 方向，产生彼此相对移动距离为a 6 1 卜2 的均匀变形。这样 的切变并未使晶体的点阵类型发生变化，但它确实均匀切变区中的晶体取向 发生变更，变为与未切变区晶体成镜面对称的取向。 在晶体中形成孪晶的主要方式有三种：一是通过机械变形而产生的变形 孪晶，它通常称透镜状或片状；其二为生长孪晶，为晶体自气态、液态或固 体中长大时形成的孪晶，其中包括变形金属在再结晶退火过程中形成的退火 孪晶，它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通 过堆垛层错的生长形成。 变形孪晶的生长可分为形核和长大两阶段。晶体变形显示以及快的速度 爆发出薄片孪晶，即形核，然后通过孪晶界扩展来使孪晶增宽。就变形孪晶 的萌生而言，需要去较大的盈利，即孪生所需的临界应力要比滑移大得多。 孪生形成时，在极短的时间内又向单个数量的能量被释放。 2 8 堆垛层错能与交叉滑移和机械孪晶的关系 层错能的量值控制着交叉滑移的难易。 t w i p 钢在室温时，组织为奥氏体组织。通过层错能的线性关系式，以及 查阅文献“，可以得出t w i p 钢的s f e 为4 0 m j m 2 以下。如此低的层错能使 得交叉滑移更难进行，同时，另一种形变方式机械孪晶变得更易进行。 工程硕士毕业论文 第三章t w i p 钢的显微组织 3 1 试验方法 3 1 1 实验材料 为保证最终熔炼出来的t w i p 的碳含量尽可能低，准备以下材料：工业纯 f e ，c 棒，电解m n ，单晶s i ，纯a 1 片。 在通入保护气体a r 的真空冶炼炉中，加入纯f e 与c 棒，再依次加入单 晶s i 和纯a 1 片，最后用漏斗缓慢把电解m n 加入。 熔炼结束，浇铸温度为1 5 3 0 - 1 6 0 0 ，浇铸成1 5 公斤的铸锭。 由于所熔炼的t w i p 钢c 含量很低，而m n 含量相当高，因此锻造温度高。 锻造材料为5 种成分的t w i p 钢，每种成分的式样1 5 公斤。始锻温度为1 1 0 0 一1 2 0 0 ，终锻温度不低于9 0 0 c 。锻后尺寸为3 0 r m n x2 0 0 m m x 尽料。这样 得到了五种成分的试验用钢。其成分如下表所示： 表3 1 试验用钢的化学成分( 、】n ) 3 1 2 热处理工艺 1 拉伸试样的热处理工艺 从5 种锻造好的锻料上，分别切割下3 0 m i n x 2 0 0 n n n x3 0 m m 的试样。高温 炉炉温设定在1 0 5 0 ，加热速度为2 m i n m m 。即整块料加热时间为l h 。 当炉温为1 0 5 0 时，放入5 块试样，当试样吸热，温度回升到1 0 5 0 c 时， 开始计时。当加热时间到达时，迅速把5 块试样浸入室温的水中。 2 4 工程硕士毕业论文 2 组织观察用试样的热处理工艺 每种m n 含量的t w i p 钢，取4 块大小为1 0 , m 1 0 m m 3 m m 左右的试样。5 块不同含量为一组，共4 组。每组式样用铁丝捆扎，防止淬火时散落，由 于试样出炉时温度非常高，温度下降最快，捆扎后的试样方便从炉中取出， 缩短了从炉移到冷却环境的时间，减少这段时间冷却速度的影响。 当高温炉炉温升到1 0 5 0 时，放入4 组试样。等温度回升到1 0 5 0 时， 计时，保温2 0 分钟，使试样充分加热，快速取出其中3 组试样，分别进行水 淬，油淬，空冷。最后有一组试样随炉冷却。 确定四种热处理工艺：将试样加热至l j l 0 5 0 ，保温2 0 分钟，然后分别进行 水淬，油淬，空冷，炉冷。 3 1 3 显微组织的腐蚀方法 将热处理后的试样镶嵌，方便磨制金相。先用砂轮打磨去镶嵌试样表面 的氧化层和切割痕，使表面平整。然后分别使用粗砂纸，粗糙度分别为 w 5 0 ，w 4 0 ，w 2 8 ，w 2 0 ，w 1 4 ，w 1 0 的砂纸进行磨制。最后用w 3 5 的金刚石抛光膏进 行抛光。 试样抛光后使用6 的硝酸酒精进行腐蚀，腐蚀时间为2 0 s 左右，腐蚀结 束，用酒精冲洗、吹干。腐蚀后，使用n i k o n 一3 0 0 金相显微镜观察。放大倍 数2 0 0 倍。 3 1 4x 射线衍射方法 取水韧处理后的五种成分试样各一块，分别经粗砂纸，w 5 0 ，w 4 0 磨制。 使用d 懋i a x r c 日本理学电机x 射线衍射仪定量测定奥氏体含量。使用c u 靶h 射线，加速电压为4 0 k v ，电流1 0 0 m a ，扫描速度为o 5 r a i n ，步长o 0 2 。 3 1 5 断口的形貌观察 截取拉断后的拉伸试样断口部位约1 0 m 长的薄片，每种成分1 片。浸 入盛有丙酮溶液的烧杯中，把烧杯放入超声波发生器中进行清洗，时间1 0 分 钟。洗去断口片上的油污，锈斑。清洗完毕，再浸入酒精中进行超声波清洗。 工程硕士毕业论文 烘干，放入干燥的玻璃盘中，待观察。 使用h i t a c h is - 5 7 0 电子扫描显微镜观察断口形貌。电子加速电压2 0 k v 。 3 2 奥氏体相对含量 通过x 射线衍射仪，测得水韧后的t w i p 钢在常温下的奥氏体相对含量。 表3 1 奥氏体相对含量 试样成分 奥氏体相对含量( ) f c - 1 5 m n - 3 s i 3 a l f e _ 2 0 m n - 3 s i 一3 a l f e - 2 5 m n - 3 s i 一3 a l f e - 3 0 m n - 3 s i 3 a 1 f e 3 3 m 3 s i 一3 a l 1 1 4 6 1 3 9 3 2 9 3 4 9 2 3 3 拉伸前显微组织观察 下图是f c - 1 5 m n 3 s i 3 a i 不同冷却速度所得组织。 工程硕士毕业论文 图3 2f e 一2 0 m n 一3 s i 一3 a l 不同冷却速度所得组织( 2 0 0 倍) a ) 水淬b ) 油淬c ) 空冷d ) 炉冷 如图3 1 ，快速冷却后的f e - 1 5 m n - 3 s i - 3 a l 的显微组织不是单一奥氏体 组织。根据x 射线衍射测定，水淬后f e - 1 5 m n - 3 s i 一3 a 1 的奥氏体含量为1 1 4 。 为了进一步分析相组成，对组织进行显微维氏硬度测量，使用5 0 9 压力，a ) 中白色水团状平均硬度为h v 2 6 9 3 ，黑白条纹区的平均硬度为2 7 8 ，初步推断 为白色水团状区域为奥氏体，黑白条纹区为铁素体。当冷却速度减小到炉冷 速度时，组织为奥氏体+ 退火孪晶。孪晶尺寸小，奥氏体晶粒小。 如图3 2 所示，从1 0 5 0 通过不同冷却速度冷却到室温后，可见随着冷 工程硕士毕业论文 却速度的减小，奥氏体晶粒开始变大，奥氏体晶界开始平直化，到了炉冷时 晶界完全变直。奥氏体晶粒内都存在两边界平直的孪晶，即退火孪晶。这种 退火孪晶是一次再结晶过程中产生的，虽晶粒的长大而长大。同时，在晶粒 的长大过程中，也会有为数不多的孪晶继续形成。因此，随着冷却速度的减 小，奥氏体晶粒有更充分的时间长大，孪晶也随之长大。比较炉冷与水冷的 组织，可发现炉冷的孪晶明显比水冷的挛晶尺寸大。 图3 3f e - 2 5 m n 3 s i 3 a 1 不同冷却速度所得组织( 2 0 0 倍) a ) 水淬b ) 油淬c ) 空冷d ) 炉冷 f e - 2 5 m n - 3 s i 一3 a 1 的显微组织如图3 3 所示。孪晶数量与大小随着冷却 速度的减小，数量逐渐增多，孪晶尺寸也随之变大。 图3 4 中，f e 一3 0 m n 一3 s i 一3 a 1 经炉冷后的试样已氧化。在磨制金相时， 炉冷试样经过5 遍抛光与腐蚀，都会出现腐蚀不完全试样表面即出现氧化层 的现象。 工程硕士毕业论文 图3 4f e , - 3 0 m n 3 s i 3 a 1 不同冷却速度所得组织( 2 0 0 倍) a ) 水淬b ) 油淬c ) 空冷d ) 炉冷 工程硕士毕业论文 图3 5f e - 3 3 1 v i n - 3 s i 3 a ! 不同冷却速度所得组织( 2 0 0 倍) a ) 水淬b ) 油淬c ) 空冷d ) 炉冷 f e - 3 3 m n 一3 s i 一3 a 1 的显微组织如图所示。这种成分是尝试用a 1 逐步取代 s i 。从图中可以看到，随着冷却速度的减小，孪晶数量逐渐增多，孪晶尺寸 也随之变大。而且与前面几种相比较，奥氏体和孪晶尺寸都明显增大。 图3 6 四种不同成分钢空冷时所得组织 小f e 一1 5 m n 一3 s i 一3 a 1b ) f e 一2 0 m n 一3 s i 一3 a 1 c ) f e 一2 5 m n 一3 s i 一3 a 1d ) f e 一3 3 m n 一3 s i 一3 a 1 工程硕士毕业论文 对比图3 i 、图3 2 、图3 3 、图3 5 中相同冷却速度所得到组织中退火 孪晶的数量，可明显看出随着含量的提高，退火李晶数量增多。而 f e 一3 3 v l n 一3 s i - 3 i 中，具有相互平行孪晶界的退火孪晶已占去奥氏体晶粒一半 以上的面积。奥氏体晶粒更趋向于平直化。 3 4 形变组织观察 f e 一1 5 m n 一3 s i 一3 a i 变形后没有观察到形变孪晶。 f e - 2 0 m n - 3 s i - 3 a i 变形5 0 后，奥氏体晶粒中的退火孪晶消失，取而代之 的是大面积的充满整个奥氏体晶粒的形变孪晶。如图3 7 中，形变孪晶呈片 状。 图3 7f e - 2 0 m n 3 s i 3 a 1 变形量为5 0 处5 0 0 倍光镜下的显微组织 工程硕士毕业论文 图3 8f e - 2 5 m n 3 s i 3 a 1 变形量为1 1 0 处5 0 0 倍光镜下的显微组织 f e - 2 5 m n - 3 s i - 3 a i 的最大变形量为1 1 0 。如图3 8 中白色箭头所指区域， 形变孪晶交织分布。 图3 9f e - 3 3 m n - 3 s i 3 a i 形变量为1 0 0 处5 0 0 倍光镜下的显微组织 f e 3 3 m n 3 s i 3 a i 的延伸率最高，其显微组织如图3 9 。透镜状的形变孪晶 呈交织状分布。 3 5 合金元素对 1 w i p 钢组织的影响 为扩大奥氏体相区元素，s i 、a 1 为封闭奥氏体相区元素。t w i p 钢含 有1 5 - 3 3 左右的m n 和各3 的s i 、a 1 ，这必将影响t w l p 钢的相图分布，最 工程硕士毕业论文 终影响组织。 m n ，s i ，a l 的存在影响了马氏体转变。根据合金元素对m s 点影响的经 验公式： m s = 5 3 9 4 2 3 h c ) - 3 0 4 w ( m n ) - 1 7 7 w ( n i ) 一1 2 1 w ( c r ) 一7 5 w ( m o ) 计算出t w i p 钢的马氏体转交开始温度，如表3 1 。 表3 1 马氏体转变开始温度 成分 m s ( ) f e 1 5 m n 3 s i 3 a 1 f e 一2 0 m n 一3 s i 一3 a l f e 2 5 m n - 3 s i - 3 a 1 f e 3 0 b i n 3 s i 3 a 1 f e 一3 3 m n 一3 s i 一3 a 1 从表3 1 中的数据可以看出，除了f e 1 5 m n 一3 s 卜3 a 1 外，其余成分的m s 点温度都降到了零下，这也意味着，t w i p 刚中的奥氏体在常温下十分得稳定。 可以从图3 1 ，3 2 ，3 3 ，3 4 ，3 5 中看出，t w i p 的常温下组织都为奥氏体。 从合金元素对t t t 图的影响来看，高达2 0 一3 0 的和s i 都会极大地使 c 曲线右移，这也意味着以极缓慢的冷却速度都可以避开c 曲线并在常温下获 得稳定的奥氏体组织。从显微组织观察结果看，冷却速度的减小，并没有影 响稳定奥氏体组织的获得。 3 6 小结 ( 1 ) 观察五种不同成分t w i p 钢拉伸前的显微组织，除了1 号钢以外，其余4 种t w i p 钢都不同程度的出现了退火孪晶，这可能与它们基体是奥氏体有关。 ( 2 ) 随着冷却速度的减小，孪晶数量与大小随着冷却速度的减小，数量逐渐 增多，孪晶尺寸也随之变大。随着m n 含量的增高，退火孪晶数量增多。 ( 3 ) 观察拉伸后的金相组织，发现变形后出现大量的变形孪晶，引发t w i p 效应，从而导致了t w i p 钢的超高塑性。 溯姗|曼啪鹋疑卫曩l强阻哪怕埘瑙 工程硕士毕业论文 第四章室温下t w i p 钢的静态拉伸性能 4 i 试验内容 4 1 1 试验制备 从水韧处理后的试样上，按g b t 标准，采用线切割出拉伸试样，如图 4 i 所示。由于静态拉伸试样的试验数据具有离散性，因此每块试样上切割出 三块试样，分别标为a ，b ，c 。 图4 1 静态拉伸试样尺寸 4 1 2 静态拉伸测试 使用万能试验机进行拉伸，使用p o w e r t e s t 软件记录数据。测试时，根 据试样标距，使用8 0 m m 引伸计，引伸计最大有效测量范围为2 0 咖。由于t w i p 钢延伸率最高可以达到9 0 9 6 左右，超过了引伸计的最大有效测量范围。当超过 量程后，由拉伸机所记录的为试样变形总长，会造成很大的误差。因此，事 先在试样上划好l o m m 的格子，共8 格。拉伸变形后，用直尺量出长度，计算 出实际延伸率，校正由试验机所测得的延伸率。 4 1 3 断口形貌观察 截取拉断后的拉伸试样断口部位约l o m m 长的薄片，每种成分1 片。浸入 盛有丙酮溶液的烧杯中，把烧杯放入超声波发生器中进行清洗，时间1 0 分钟。 洗去断口片上的油污，锈斑。清洗完毕，再浸入酒精中进行超声波清洗。烘 干，放入干燥的玻璃盘中，待观察。 使用h i t a c h is - 5 7 0 电子扫描显微镜观察断口形貌。电子加速电压2 0 k v 。 工程硕士毕业论文 4 2 静态拉伸结果 4 2 i 应力一应变曲线 将p o w e r t e s t 测得的试验数据导入o r i g i n ，绘制工程应力一应变曲线。 如图4 2 ，f e 一1 5 m n - 3 s i - 3 l 的不均匀塑性变形区斜率非常大，抗拉强度 高，但延伸率非常小。