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[高强度钢] 薄板坯连铸连轧生产DP590应变硬化行为

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发表于 2020-8-18 16:05:16 | 显示全部楼层 |阅读模式

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【汽车材料网】薄板坯连铸连轧生产DP590应变硬化行为
欧阳页先
(武汉科技大学材料与冶金学院,武汉 430081)
摘要:通过室温拉伸、光学显微镜等手段对热轧双相钢和冷轧双相钢的应变硬化行为进行了对比研究。结果表明,2种不同工艺获得的双相钢的应变硬化行为均表现为三阶段特点。不同阶段,应变硬化行为变化存在明显差异,这种差异与双相钢中马氏体含量、马氏体尺寸、马氏体中碳含量不同有关。细小马氏体尺寸、适当马氏体含量有利于提高实验材料的应变硬化能力。
关键词:双相钢 应变硬化 马氏体

1 前言
传统汽车用双相钢一般为冷轧双相钢[1-2],经过钢水冶炼、连铸、热轧、冷轧和退火等工序,最终获得冷轧双相钢。此工艺流程工序多、生产时间长。薄板坯连铸连轧近终型生产流程,生产周期短,产品厚度规格薄,可实现以热代冷。薄规格热轧酸洗双相钢(DP钢)成为薄板坯连铸连轧生产的重要品种钢之一[3]。然而,为了满足薄板坯高拉速的要求,成分设计避开包晶区,采用低碳(碳含量≤0.06%)成分。与传统热轧产品和冷轧产品相比,热轧工序未经过板坯冷却再长时间加热,压缩比较低,从钢坯到轧材热履历也不相同。其产品的成分和组织存在较大差异[4-5]。为了更好满足下游汽车零部件加工需要,有必要对其各方面性能进行研究和评价,如应变硬化特性、成形性、抗疲劳能力,应变速率敏感性等。本文通过对薄板坯连铸连轧生产的热轧酸洗双相钢应力-应变曲线进行分析,对比冷轧双相钢,研究其单轴拉伸条件下的应变硬化特性。

2 试验材料及实验方法2.1 试验材料
为研究薄板坯连铸连轧生产的热轧酸洗双相钢应变硬化特性,同时取冷轧双相钢材料进行对比分析。实验材料为热轧酸洗双相钢和冷轧双相钢,厚度为1.6 mm,其化学成分质量百分比见表1。
表1 化学成分质量百分比 %

2.2 试验方法
按照标准GB-T228.1《金属材料拉伸试验 第1部分—室温试验方法》,单轴拉伸实验在Z100万能材料试验机上进行。取金相试样研磨、抛光后用体积分数为3%的硝酸酒精浸蚀,在光学显微镜中观察显微组织。

3 实验结果及分析3.1 热轧酸洗双相钢的应变硬化特性
图1为热轧酸洗双相钢和冷轧双相钢的应力-应变曲线。从图中可知,同一应变下,热轧酸洗双相钢的应力高于冷轧双相钢的应力,其断后延伸率要低于冷轧双相钢。对比表2,进一步可知,热轧酸洗双相钢的屈服强度比冷轧双相钢的屈服强高35 MPa,而其抗拉强度比冷轧双相钢的抗拉强度高15 MPa,使得其屈强比高于冷轧双相钢的屈强比,其应变硬化指数小于冷轧双相钢的应变硬化指数,这说明,整体上热轧酸洗双相钢的应变硬化能力要弱于冷轧双相钢。

图1 双相钢的应力-应变曲线
表2 力学性能

为进一步研究热轧酸洗双相钢的应变硬化能力,将图1真应力-应变曲线数据求对数,获得图2曲线。按照Hollomon关系式σ=Kεn分析曲线,曲线的斜率即为应变硬化指数n值。如图2所示,2种不同工艺双相钢均表现为多阶段应变硬化特点。

图2 lnσ-lnε
将图2真应力-应变曲线求一阶导数,并作dσ/dε与真应变ε曲线图[2,6],获得双相钢的应变硬化速率曲线,如图3所示。

图3 双相钢应变硬化速率与真应变的关系
从图中可知,随着塑性变形的发展,应变硬化速率逐渐降低,并表现为三阶段变化特性。双相钢生产工艺不同,其应变硬化速率三阶段变化特性也存在明显差异。第一阶段,应变硬化速率高,随着塑性变形的发展且迅速降低,两种实验材料均表现出此特点;第二阶段,应变硬化速率较高,随着塑性变形的发展,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率仍然以较高的速度降低,而冷轧双相钢的应变硬化速率变化平缓,几乎为一恒定不变的直线平台,其降低速度几乎为零,这说明在此变形阶段,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率持续降低,而冷轧双相钢的应变硬化速率几乎恒定;第三阶段,应变硬化速率较低,随着塑性变形的发展应变硬化速率缓慢降低。在第一阶段和第二阶段,热轧酸洗双相和冷轧双相钢表现出相同的变化趋势。在第一阶段,真应变小于0.004,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率高于冷轧双相钢的应变硬化速率。进入第二阶段后,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率先高于冷轧双相钢的应变硬化速率,当应变大于0.006时,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率开始小于冷轧双相钢的应变硬化速率,这种趋势持续到较低应变速率的第三阶段,随着塑性变形的发展,2种实验材料的应变硬化速率最后趋于一致。

3.2 双相钢的应变硬化微观机制探讨
图4为两种不同工艺双相钢的显微组织,如图可知实验材料均为铁素体和马氏体组织。热轧酸洗双相钢中马氏体含量约为8.4%,马氏体尺寸约5.08 μm,铁素体尺寸细小均匀,晶粒度12级;冷轧双相钢中马氏体尺寸细小,约2.06 μm,马氏体含量约为7.8%,晶粒度为11.5级;热轧酸洗双相钢中马氏体尺寸约为冷轧双相钢中马氏体尺寸的2.5倍,其马氏体尺寸远大于冷轧双相钢马氏体尺寸。

图4 金相组织
由表2可知,热轧酸洗双相钢的碳含量要低于冷轧双相钢的碳含量,再次热轧酸洗双相钢中的马氏体含量大于冷轧双相钢中马氏体含量,由此可知热轧酸洗双相钢中马氏体组织中的碳含量要小于冷轧双相钢中马氏体组织中的碳含量,马氏体中碳含量的降低使得马氏体的强度降低,从而降低铁素体和马氏体两相间的强度差,宏观上表现为屈强比的提高。
根据位错理论[7],在小应变时,材料的强化主要来源于滑移面上位错之间、位错与溶质原子之间或者位错与沉淀粒子之间的交互作用,拉伸过程中位错的运动主要以平面滑移为主,位错硬化机制占主导。在塑性变形的初始阶段,应变量较小时,铁素体在较低的应力下首先发生塑性变形,铁素体的塑性变形使得大量自由位错开动,由于铁素体与马氏体变形行为不同,变形具有严重的不相容性[1],使得位错在铁素体/马氏体相界面大量塞积,因此在均匀变形的初始阶段,应变硬化能力强,应变硬化速率高。晶粒越细,马氏体含量越多,铁素体/马氏体相界面塞积位错越多,应变硬化速率就越高,因此此阶段热轧酸洗双相钢的应变硬化速率高于冷轧双相钢的应变硬化速率。
随着应变的增加,不同滑移面上的位错达到其交滑移的临界应力,发生交滑移,塞积的位错在外加应力的作用下穿过障碍[8],向马氏体中扩展,使得马氏体发生了塑性变形,两相发生塑性变形的结果导致变形的不相容性下降,应变硬化能力也相应降低,应变硬化速率逐渐降低,但由于软相铁素体和硬相马氏体的不均匀应变产生的协调位错密度在持续增加,使得材料仍处于较高的应变硬化状态。对于冷轧双相钢,因马氏体尺寸细小,马氏体中碳含量较高,不均匀应变产生的协调位错密度增加导致的应变硬化速率持续增加,与两相塑性变形不相容性下降导致的应变硬化速率降低保持平衡,使得在第二阶段应变硬化速率几乎保持不变。对于热轧酸洗双相钢,两相塑性变形不相容性下降导致的应变硬化速率降低强于不均匀应变产生的协调位错密度增加导致应变硬化速率持续增加,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率持续降低,当应变达到一数值时,热轧酸洗双相钢应变硬化速率开始小于冷轧双相钢的应变硬化速率。
随着应变的持续增加,逐步产生铁素体与马氏体界面的损伤以及强化相本身的开裂,应变硬化速率持续降低。由于热轧酸洗双相钢的马氏含量高于冷轧双相钢,马氏体尺寸大于冷轧双相钢的马氏体尺寸,随着塑性变形的发展,热轧酸洗双相钢中铁素体与马氏体界面的损伤要大于冷轧双相钢的损伤,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率持续低于冷轧双相钢的应变硬化速率,随塑性变形的持续发展,最后趋于一致。

4 结论
a.热轧酸洗双相钢和冷轧双相钢的应变硬化速率随应变变化的曲线均表现为三阶段变化特点,在第一阶段,应变硬化速率高,随着塑性变形的发展,应变硬化速率迅速降低,且热轧酸洗双相钢的应变硬化速率高于冷轧双相钢的应变硬化速率;在第二阶段,应变硬化速率较高,随着塑性变形的发展,热轧酸洗双相钢的应变硬化速率持续降低,而冷轧双相钢的应变硬化速率几乎保持不变,在此阶段热轧酸洗双相钢的应变硬化速率先高于冷轧双相钢的应变硬化速率,随后逐渐低于冷轧双相钢的应变硬化速率;在第三阶段,随着塑性变形的发展,应变硬化速率持续降低。
b.双相钢组成相的弹塑性行为差异是导致双相钢第一阶段应变硬化速率高的主要原因。
c.热轧酸洗双相钢和冷轧双相钢在不同阶段变化的差异与双相钢中马氏体含量、马氏体中碳含量、马氏体尺寸有关。
参考文献:
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[4]龙泽全,张智刚,等.酸洗工序对600 MPa级双相钢组织及性能的影响[J].包钢科技,2019,45(3):34-37.
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