HSLA—TRIP钢动态拉伸性能和残余奥氏体转变.doc

HSLATRIP钢动态拉伸性能和残余奥氏体转变 2006-08-10 09:12:24 大 中 小 孙 鹏 李 麟 符仁钰 韦习成(上海大学材料学院，上海200072)摘 要 对成分为0.110.62 Si1.65 Mn的低硅TRIP钢不同试验温度下的动态拉伸性能和残余奥氏体的转变行为进行厂研究。试验结果表明，两相区热处理温度接近Ac1（1下标）可以获得较多的铁素体和残余奥氏体，此类试样拉伸试验结果有较高的强塑性配合。110 下的抗拉强度较20 下的降低约300MPa；均匀伸长率在应变速率1000s-1（-1上标）左右达到峰值，总伸长率随应变速率提高而单调增加。试验温度为50和75下的能量吸收值可达到26000MPa。试验温度越高，残余奥氏体稳定性越奸，动态拉伸的绝热效应也抑制了残余奥氏体的形变诱发相变。关键词 低硅 TRIP钢 力学性能 残余奥氏体中图法分类号 TGl42.1文献标识码 A1 前言自上世纪90年代HSLATRIP钢成功用于汽车零部件上，特别是由于此类TRIP钢变形过程中的良好能量吸收特性而被用于防撞结构件。一般交通事故中汽车结构件的变形速率在103（3上标）s-1（-1上标）左右，研究高应变速率下TRIP钢的力学性能对于扩展TRIP钢的应用潜力有着重要的意义。90年代末以前众多学者研究的典型HSLATRIP成分()为：C 0.20.4，Si 12，Mn 12。此类成分的TRIP中过高碳含量影响了材料的焊接性能。Si的加入虽然可以抑制碳化物的形成，稳定了过冷奥氏体，同时净化铁素体，提高铁素体的延展性能。但是硅含量高，钢材易生锈，热轧生产中铁锈容易被轧入钢板表层，热镀锌性能差。TRIP钢作为汽车用钢的一种，可镀锌性能是评价其优劣的重要指标。李鳞等应用ThermaICalc对TRIP钢成分进行了优化设计研究，发现碳含量降低至0.1，硅含量降低至0.6左右依然可以得到相当数量的稳定残余奥氏体。本文将对这种低C低Si成分TRIP钢中残余奥氏体转变与性能之间的关系进行研究。2 试验材料和方法21 试验材料和热处理及显微组织的定量表征ThermoCalc软件优化出的试验材料的化学成分如表1所示。采用两相区退火加中温等温淬火的TRIP热处理途径以获得铁素体、贝氏体和残余奥氏体的多相组织。临界区热处理选择740、760、780、800 4个温度；贝氏体等温温度固定在400 。两相区加热时间和贝氏体等温时间均确定为5 min。4种工艺参数：A：740 /300 s+400 /300 s；B：760 /300 s+400 /300 s；C：780 /300 sd-400 /300 s；D：800 /300 s+400 /300 sCSiMn系TRIP钢的显微组织采用3硝酸酒精溶液腐蚀，其金相照片如图1所示，其中大块白色的是铁素体，存在于铁素体边界或晶粒内的条状或块状物是由贝氏体和残余奥氏体组成的第二相。用截线法测量铁素体的体积分数。X350A型x射线应力分析系统用于测定残余奥氏体含量。试验采用CrK（下标）射线，利用(220)（下标）和(211)（下标）衍射峰的积分强度确定残余奥氏体的体积分数。残余奥氏体的碳含量C（下标）()根据C（下标）K（下标）射线(220)（下标）衍射峰估算点阵参数a（下标）(10-10（-10上标）m)确定，由于Si、Mn元素对奥氏体晶格常数的影响比C元素要小的多，故只需使用式(1)计算残余奥氏体中的碳含量。22 冲击拉伸装置的测试原理和方法试样采用双组分胶分别与输入、输出杆粘接，弹丸撞击撞块并拉断前置金属短杆产生的应力拉伸脉冲沿着输入杆传递到试样后，一部分反射回输入杆中，另一部分通过试样传入透射杆中。入射波1（1下标）、反射波1（2下标）和透射波3（3下标）分别由输入杆和输出杆上的电阻式应变片测得，利用应变片测量的结果用一维应力波理论可以计算试件的应力应变关系。有关实验设备的详细原理可参见文献8。实验温度选定室温(1520)、50、75、110 。3 试验结果31 不同热处理工艺获得的显微组织表2示出了不同热处理工艺获得的试样的组织体积百分含量。结果表明：随着两相区退火温度的提高，铁素体数量逐渐减少，贝氏体数量逐渐增多，残余奥氏体数量变化不大，760 退火获得的残余奥氏体数量最多。通过式(1)计算出的结果表明，760下的残余奥氏体的碳含量最低，如图2所示，图中f0（0下标）。表示原始残余奥氏体的体积分数，C（下标）是残余奥氏体中的碳含量。32 室温下的拉伸性能本研究中以能量吸收值作为评价TRIP钢力学性能的综合指标。能量吸收值即为材料的工程应力应变曲线下包围的面积。计算公式为：式中应力；dp（p下标）塑性变形微元；应变。能量吸收值的单位为GPa。图3为室温下不同热处理工艺获得的试样的抗拉强度(TS)、均匀伸长率(UEL)、断裂伸长率(TEL)和能量吸收值E与应变速率的关系。由图3可见：总体而言，抗拉强度随两相区退火温度的升高而增大，740 退火的平均抗拉强度为1 025 MPa，780 退火的平均抗拉强度为1 060MPa，退火工艺的影响不大。而对于均匀伸长率和总伸长率而言，随退火温度升高伸长率下降较为明显，以均匀伸长率为例，在l 270s-1（-1上标）士20s-1（-1上标）的应变速率下A试样的均匀伸长率为13.7，B试样和C试样在12左右，D试样仅有9.5。图3中结果显示，低si-TRIP钢总伸长率和能量吸收值随应变速率增加呈近似线性的增长。D类试样在变形中吸收能量较其余3种都低；B类试样的吸收能表现较高，应变速率大于1 000 s-1（-1上标）的试验条件下，其能量吸收值保持在2500028000MPa。室温的拉伸实验表明，退火温度接近Ac1（1下标），获得较多铁素体的TRIP钢拥有较高的综合力学性能。本试验以A类试样进一步探讨试验温度对低Si-TRIP钢性能的影响。33 A类试样在不同温度下的力学性能和残余奥氏体转变情况图4是A类试样在室温和加热条件下的拉伸性能。从图4中可以看出随温度升高，强度有所下降，特别是110 下的抗拉强度有比较明显的下降，平均值大约为740 MPa；但静态拉伸试验(10-3（-3上标）s-1（-1上标）)室温下的拉伸强度也仅为720 MPa，可见动态拉伸与静态拉伸比较，抗拉强度增大很明显。总伸长率随应变速率的提高呈线性增加，不同温度下拉伸所得结果差别不明显。应变速率小于1 000 s-1（-1上标）时，110 的均匀伸长率在1618之间，但随着应变速率超过1 000s-1（-1上标）后，所有温度下的均匀伸长率都下降到13左右，总体而言，在低应变速率下的均匀伸长率比高应变速率下的大。表3是x射线测量的不同实验条件下拉伸试样离断口2mm处未转变的残余奥氏体的情况。横轴是拉伸温度，纵轴是应变速率。除个别歧义点外，实验结果均符合下列趋势：横向比较可以发现相同应变速率下拉伸温度越高未转变的奥氏体量越多。纵向比较，同一拉伸温度下应变速率越高未转变的奥氏体也越多。1575 之间残余奥氏体随应变速率变化在1.02.55；而110 下未转变的奥氏体平均量为3.2，最大值与最小值之间的比仅为1.37，反映出110 下残余奥氏体的稳定性高且动态拉伸应变速率的改变对其影响不大。4 讨论41 残余奥氏体与能量吸收为进一步分析残余奥氏体与应变速率及温度的关系，采用(Vro（ro下标）Vr（r下标）)/Vr（r下标）的比值反映残余奥氏体的稳定性，其中Vro（ro下标）是原始残余奥氏体体积分数，Vr（r下标）是变形后未转变的残余奥氏体体积分数。令Vro（ro下标）Vr（r下标）为Vr（r下标），Vr（r下标）/Vr（r下标）表示转变的残余奥氏体体积分数与未转变量的比，比值越大奥氏体的稳定性越低。图5是A类试样不同温度下能量吸收值与残余奥氏体转变量随应变速率的变化关系。图5中拟合关系式为：A值为拟合线与y轴的交点，反映了残余奥氏体相变趋势的大小；B值是拟合线斜率，B值越小则表明斜线下降迅速，即表示应变速率对残余奥氏体相变的抑制作用越大，因此定义B值为应变速率敏感因子。图5所示110 拟合线的A值最小，表明此温度下残余奥氏体的相变趋势小；同时110 的拟合线斜率为0.8，较50 和75 的斜率大，110 拟合线下降平缓；残余奥氏体转变的数量受应变速率影响小，较为恒定。50 下残余奥氏体转变对应变速率变化最敏感，其能量吸收值随应变速率提高有比较明显的变化，应变速率从600s-1（-1上标）提高到1 700s-1（-1上标），吸收能增大2.1倍。本文中3.2节已表明，能量吸收的增大主要是由于受到总伸长率提高的影响，动态拉伸试验中影响总伸长率的3个因素是：应变速率提高抑止位错的交滑移和多系滑移，增加了延性断裂的阻力，延缓了颈缩后的突然断裂；高应变速率下的绝热温升导致材料基体的软化；同应变速率条件下残余奥氏体的转变也起到了重要作用。残余奥氏体的转变成为影响总伸长率的3个因素之一，这与不同应变速率下残余奥氏体的转变数量和时机有很大关系。低应变速率下大的脉冲持续时间(300 s)促进合金中缺陷的产生，有益于奥氏体向马氏体的转变，残余奥氏体转变完全，试验结果表明均匀伸长率提高，但颈缩发生后即迅速断裂。高应变速率下，x射线检测表明材料变形区域直至断裂尚残存一定数量的奥氏体，这些奥氏体在颈缩以后可以提高局部塑性，延缓铁素体和第二相界面处的孔洞形成和聚合，提高了均匀伸长率。提高试验温度，残余奥氏体稳定性进一步提高，它与其他2个因素共同作用，结果是在50 和75 试验温度下，尽管强度有所下降，但能量吸收仍达到26000MPa。如图5所示，残余奥氏体稳定性提高的同时，综合性能(能量吸收值)亦在增大。但110下能量吸收值在17 000 MPa左右，则是由于此拉伸温度下强度明显降低导致了综合力学性能的明显降低。42 温度和残余奥氏体因试验为高速拉伸，试样变形速度快时间短，材料极短时间内温度的显著提高是不能忽略的。高应变速率下的绝热温升不仅会导致材料基体的软化；同时由于伴随着拉伸过程中温度升高，残余奥氏体的稳定性增加，奥氏体转变量减少，这一点在110下的动态拉伸试验中表现的最明显。式(4)是计算绝热温升的经验式。是塑性功转化为热的比率，E是能量吸收值，Cp（p下标）是钢的定压比热容(459.8 J/(kgC)，是材料密度(7.8103（3上标）kg/m3（3上标）)。通过计算得到110 下A试样应变速率为750s-1（-1上标）时拉伸结束后温度升高约40 ，1 250 s-1（-1上标）”时升温45 。故110 下拉伸试验结束瞬间的实际温度应在150160 之间。Kohichi Sugimoto等在慢拉伸试验中调节温度变化从室温到300 ，发现残余奥氏体的转变量呈“U”字型变化，温度在100200范围内残余奥氏体转变量少稳定性高。本试验因试验条件限制，试验温度范围内残余奥氏体转变情况近似于单调下降。5 结论(1)低硅TRIP钢的强度受退火温度影响不大，但伸长率受其影响显著，退火温度低塑性好；综合力学性能佳。(2)提高拉伸时的环境温度，强度下降，尤其11O 拉伸强度下降300 MPa，综合性能较差；50和75 下实验结果的综合性能较高。(3)温度和应变速率均影响残余奥氏体的转变，110 下残余奥氏体稳定性提高显著，考虑到计算所得绝热温升4045 的结果，实际温度应该在150160 之间。应变速率增大，残余奥氏体稳定性也有提高，但不同温度下应变速率的影响程度并不一样，如110 下拉伸受到的影响较小。参 考 文 献1 Kohichi Sugimoto，Tsutomu IIDA，Jyunya Sakaeuchi，et al Rctained Austenite Characteristics and Tensile Properties in a TRIP Type Bainitic Sheet SteelISIJ International，2000，40(9)：9029082 Masaaki Itabashi，Kozo KswataCarbon Content Effect on High-strain-rate Tensile Properties for Carbon SteelsInternational Journal of lmpact Engineerlng，2000，1171313 Andreas Pichler，Peter StiasznyTRIP Steel with Reduced Silicon ContentSteel Research1999，70(11)：4594654 Yasuharu Sakuma，Osamu Matsumura，Hiroshi TakechiMechanical Properties and Retained Austenite in Intercritically Heat-treated Bainite-transformed Steel and Their Variation with Si and Mn AdditionsMetallurgical Transactions，1991，22A(2)：4894985 De Mcyer，Vanderscheren D，Cooman B C DeInfluence of the Substitution of Si by Al on lhe Properties of Cold Rolled C-Mn-Si TRIP SteelsISIJ International，1999，39(8)：8138226 Saleh M H，Prieyner RRetained Austenite in Dual-Phase Silicon Steels and Its Effeet on Mechanical PropertiesMaterial Processing Technology，2001，5875937 Kohichi Sugimoto，Masahiro Misu，Mitsuyuki KobayashiEffects of Volume Fraction and Stability of Retained Austenite on Ductility of TRIP-aided Dual-p