高錳載能汽車鋼的沖擊性能

高錳載能汽車鋼的沖擊性能

由于其高度、伸長率和沖壓成形性，本書中的彈性材料（com）具有高度的強(qiáng)度、彈性和沖壓成形性。孿晶誘發(fā)塑性(TWIP)鋼因形變孿晶的形成而具有超高的塑性和較高的強(qiáng)度。高錳TRIP/TWIP鋼是國外近幾年為滿足超輕鋼汽車車身計劃而開發(fā)的高強(qiáng)度、高塑性新型鋼種,其強(qiáng)度、伸長率等主要性能指標(biāo)良好,實現(xiàn)了新型汽車結(jié)構(gòu)鋼領(lǐng)域的突破。目前,國內(nèi)外鋼鐵材料研究人員對高錳TRIP/TWIP鋼的研究主要集中在合金元素的影響和拉伸性能實驗上。隨著汽車工業(yè)的發(fā)展,在滿足降低汽車結(jié)構(gòu)件自重的前提下,車輛的安全問題越來越被人們所重視,不僅要求汽車結(jié)構(gòu)鋼的強(qiáng)度、塑性等性能指標(biāo)優(yōu)異,而且還要能夠抵御撞擊時的塑性變形,即具有較高的沖擊能量吸收能力以及作為結(jié)構(gòu)件在低溫時有較高的韌性。因此,筆者以錳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為14.8%、18.8%和33.0%的高錳鋼為研究對象,探討研究了錳含量對沖擊性能的影響,沖擊溫度與沖擊韌性的關(guān)系以及斷口附近的組織演變。旨在為工業(yè)開發(fā)利用高錳鋼提供依據(jù)。1試驗試件制備和微觀分析實驗鋼用50kg真空中頻感應(yīng)爐熔煉,具體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))列于表1。鑄錠經(jīng)鍛造加工成厚度為40mm的鍛坯,然后加熱至1100℃保溫2h,熱軋成5mm厚板材,經(jīng)線切割加工成V形缺口試樣,尺寸為55mm×10mm×5mm。將沖擊試樣加熱到1100℃保溫1h,固溶處理后水淬,在JBW-500屏顯示沖擊實驗機(jī)上進(jìn)行沖擊實驗。用掃描電境(SEM)觀察沖擊試樣斷口。將沖擊后的高錳鋼斷口輕輕磨平,拋光、腐蝕后用OLYMPUSGX51光學(xué)顯微鏡觀察分析,并用透射電境(TEM)觀測斷口處顯微組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)。用X射線衍射儀分析晶體結(jié)構(gòu)。在MicroHardnessTesterFM-700顯微硬度儀上測定顯微硬度。2結(jié)果與分析2.1錳鋼的力學(xué)性能圖1示出高錳鋼沖擊吸收功與沖擊溫度的關(guān)系。可看出,在整個沖擊溫度范圍內(nèi),1號高錳鋼的沖擊吸收功隨溫度變化不大,而且吸收功值較低(<10J)。這說明1號高錳鋼的沖擊韌性較差。而3號高錳鋼的沖擊吸收功則較高,即使在-196℃時仍然具有較高的沖擊韌性。在整個沖擊溫度范圍內(nèi),隨沖擊溫度降低,3號高錳鋼的沖擊吸收功值略下降,曲線斜率較平緩。溫度高于-60℃時,2號高錳鋼具有較高的沖擊吸收功,曲線下降緩慢。而在-60~-100℃溫度區(qū)間,沖擊吸收功急劇下降。這說明在此溫度范圍,材料內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)對溫度較敏感,斷裂逐步從韌性斷裂過渡到脆性斷裂。根據(jù)斷口上出現(xiàn)50%結(jié)晶狀解理確定韌脆轉(zhuǎn)變溫度的原則可知,2號高錳鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度約在-80℃。雖然錳是比較弱的奧氏體形成元素,但具有強(qiáng)烈穩(wěn)定奧氏體組織的作用,隨錳含量不斷增加,鋼中奧氏體相不斷增多,而馬氏體相逐漸減少,所以宏觀上表現(xiàn)為強(qiáng)度降低、塑性和韌性提高。從3種不同錳含量的高錳鋼沖擊吸收功與沖擊溫度的關(guān)系可看出,隨錳含量增加,高錳鋼的韌性得到顯著提高。圖2是不同錳含量高錳鋼的沖擊斷口形貌。在-196~20℃溫度區(qū)間沖擊時,1號高錳鋼發(fā)生了脆性斷裂,沖擊斷口形貌呈有解理臺階,類似于“河流”、“花瓣”狀的大面積解理[圖2(a)。在0℃沖擊時,1號高錳鋼的斷口為穿晶脆性斷裂,在脆斷面上分布著一些滑移帶,這些條帶可能是位錯在滑移面上運動到一定程度分離后留下的痕跡。這說明在變形過程中,發(fā)生過滑移。2號高錳鋼在-80℃沖擊時,其斷口呈解理與少量韌窩混合斷口[圖2(b)。3號高錳鋼在-80℃沖擊時的斷口為暗灰色、纖維狀,有大量的韌窩[圖2(c)。由于1號高錳鋼組織中馬氏體含量較高,致使韌性不好,為改善其韌性,可添加擴(kuò)大奧氏體相區(qū)、具有穩(wěn)定奧氏體作用的合金元素,如Mo、Ni等,通過改變奧氏體與馬氏體兩相的比例,從而改善其韌性。同時,Mo、Ni等合金元素的加入有利于改善高錳鋼的焊接性能,防止裂紋的產(chǎn)生。另外,還可調(diào)整高錳鋼中Al和Si的含量,并添加適量Nb、Ti等細(xì)化晶粒的合金元素,以通過細(xì)化組織晶粒來提高高錳鋼的韌性。2.2高鉻鋼的高組織發(fā)展在影響過程中2.2.1高錳鋼顯微組織和硬度X射線衍射結(jié)果表明:1號高錳鋼固溶淬火后馬氏體體積分?jǐn)?shù)較多,斷裂前塑性變形小,沖擊后的X射線衍射圖譜變化不大。圖3為2號高錳鋼的X射線衍射圖譜。比較2號高錳鋼固溶淬火[圖3(a)和-40℃沖擊時的X射線衍射圖譜[圖3(b)可見,2號高錳鋼的固溶淬火組織以奧氏體γ(111)取向為主,沖擊后α(110)取向明顯增多。此外,沖擊后出現(xiàn)了α(200)、α(211)和α(220)取向。因為在沖擊過程中不可能出現(xiàn)鐵素體組織,說明沖擊過程中發(fā)生了奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變,即發(fā)生了TRIP效應(yīng)。圖4是1號和2號高錳鋼固溶淬火后的顯微組織。可見,固溶處理后,1號高錳鋼中有大量島狀組織,互相連通成條帶狀,并且島中有少量細(xì)小條紋狀退火孿晶組織[圖4(a)。1號高錳鋼中馬氏體(M)體積分?jǐn)?shù)較多,而奧氏體(A)體積分?jǐn)?shù)較少。由于2號高錳鋼[圖4(b)與1號高錳鋼相比,2號鋼中錳含量較高,致使奧氏體體積分?jǐn)?shù)明顯增多,奧氏體組織為基體,也有條紋狀退火孿晶。比較1號和2號高錳鋼沖擊前后的金相顯微組織可見,沖擊前后其顯微組織無明顯差異。為了進(jìn)一步分析沖擊后高錳鋼的顯微組織,取斷口進(jìn)行透射電子顯微觀察,結(jié)果示于圖5。觀察到大量的具有臺階狀的形變孿晶,孿晶間距小于0.1μm。沖擊后斷口附近有形變孿晶,結(jié)合X射線衍射結(jié)果,說明在沖擊過程中,2號高錳鋼同時發(fā)生了TRIP和TWIP效應(yīng)。圖6為高錳鋼的顯微硬度測定結(jié)果。體心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體顯微硬度較高,而且受溫度影響較小,沖擊后硬度約為HV328.0,而面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體相隨沖擊溫度降低,沖擊后硬度值明顯升高。固溶淬火后,奧氏體硬度為HV247.8,20℃沖擊后硬度為HV293.6,-80℃沖擊后,硬度達(dá)到HV317.3,逐漸接近沖擊后馬氏體的顯微硬度。由于維氏硬度法是根據(jù)單位壓痕表面積上所承受壓力來定義硬度值,所以壓力在高錳鋼組織上會引起加工硬化、相變,同時還可能造成位錯或?qū)\晶密度增加,這都會導(dǎo)致硬度提高。對于奧氏體組織,單位壓應(yīng)力會引起相變,這將使硬度增加。從20℃沖擊時硬度值HV293.6到-80℃沖擊時硬度值升高到HV317.3,說明隨沖擊溫度改變,在沖擊過程中,形變誘發(fā)馬氏體相變的TRIP效應(yīng)是使硬度提高的主要原因。高錳鋼中奧氏體向馬氏體的相轉(zhuǎn)變主要發(fā)生在變形的初期階段,隨溫度降低,層錯能和奧氏體的穩(wěn)定性下降,更容易發(fā)生相變。隨溫度降低,相變速率增加,TRIP效應(yīng)明顯,表現(xiàn)為高錳鋼硬度提高。因而,在沖擊這種高應(yīng)變速率條件下,發(fā)生TRIP效應(yīng)有利于提高鋼的韌性。2.2.2高錳鋼的變形孿生機(jī)理圖7是3號高錳鋼的X射線衍射圖譜?？梢?沖擊前后,高錳鋼中都只有單相奧氏體組織,說明變形過程中沒有發(fā)生相變[圖7(a)。但沖擊后的X射線圖譜中γ(220)峰值明顯降低[圖7(b)。從固溶淬火的顯微組織(圖8)也可看出,沖擊后,3號高錳鋼中的退火孿晶減少,孿晶得到細(xì)化,而且數(shù)量增多,產(chǎn)生了大量的形變孿晶[圖8(b),說明沖擊過程中發(fā)生了TWIP效應(yīng)。圖9為-60℃沖擊后3號高錳鋼的透射電鏡照片和電子衍射分析圖?？梢?沖擊后3號高錳鋼出現(xiàn)了大量的形變孿晶,孿晶帶間存在位錯亞結(jié)構(gòu)。這說明在變形過程中發(fā)生了位錯運動,滑移和孿生兩種變形機(jī)制同時存在[圖9(a)。電子衍射花樣分析和計算證實,3號高錳鋼孿晶面為(111),孿生方向為[112ˉ][[112ˉ][圖9(b)。3號高錳鋼固溶淬火后產(chǎn)生了大量的退火孿晶。退火孿晶是在初次再結(jié)晶晶粒生長過程中伴隨生成的,孿生面為{111}。由于組織為完全奧氏體面心立方結(jié)構(gòu),變形時極易使晶粒取向轉(zhuǎn)變到有利于塑性變形的位置,從而有利于在<110>滑移方向上滑移。當(dāng)多個滑移方向同時啟動時,就會出現(xiàn)如圖8(b)所示的交角為60°的孿晶。而在[112ˉ][112ˉ]方向?qū)\生時,形成了大量的形變孿晶。在沖擊應(yīng)力下,3號高錳鋼首先發(fā)生了滑移,當(dāng)滑移受阻,變形抗力增加,應(yīng)力集中達(dá)到孿生的臨界應(yīng)力時發(fā)生孿生,即產(chǎn)生了TWIP效應(yīng)。孿生和滑移相互交替進(jìn)行,從而使晶粒得到細(xì)化,不穩(wěn)定的γ(220)取向峰值降低,轉(zhuǎn)移到其它方向。形變孿晶優(yōu)先在應(yīng)力誘導(dǎo)的變形區(qū)生成,孿晶界強(qiáng)烈阻礙后續(xù)位錯的移動。在沖擊斷裂前,高錳鋼發(fā)生了滑移和孿生,積累了一定的塑性變形,形成了大量的形變孿晶,從而沖擊吸收功較高,在整個沖擊溫度范圍內(nèi)無韌-脆轉(zhuǎn)變區(qū),即使在極低溫度和高應(yīng)變速率下仍為韌性斷裂,說明TWIP效應(yīng)對提高鋼的韌性有利。3高錳鋼沖擊機(jī)理(1)在-196~20℃溫度范圍內(nèi)沖擊時,錳含量為14.8%的高錳鋼由于組織中馬氏體體積分?jǐn)?shù)高,沖擊韌性不好,屬脆性斷裂;錳含量為18.8%的高錳鋼有韌脆轉(zhuǎn)變區(qū),韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為-80℃;錳含量為33.0%的高錳鋼沒有韌脆轉(zhuǎn)變區(qū),沖擊吸收功高,屬韌性斷裂