【摘要】：本文通過對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行兩種預(yù)處理,獲得了馬氏體和珠光體兩種不同起始組織,然后對(duì)兩種起始組織狀態(tài)的試樣進(jìn)行了雙相區(qū)退火及隨后的等溫淬火處理。利用DIL熱膨脹儀及Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī),對(duì)兩種起始狀態(tài)試樣在升溫加熱、雙相區(qū)保溫及等溫淬火過程中的相變行為進(jìn)行了研究;利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、X射線衍射儀以及MST拉伸試驗(yàn)機(jī)等手段,對(duì)兩種試樣在雙相區(qū)不同溫度、不同時(shí)間保溫后等溫淬火的顯微組織和拉伸性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明,升溫加熱過程中,珠光體態(tài)試樣的膨脹曲線只是在雙相區(qū)出現(xiàn)奧氏體相變的一個(gè)偏折;而馬氏體態(tài)試樣除了出現(xiàn)奧氏體相變的偏折外,在此之前還出現(xiàn)加熱過程中碳化物析出的偏折。珠光體態(tài)試樣的Ac_1、Ac_3點(diǎn)均比馬氏體態(tài)試樣的高,并且兩種試樣的Ac_1、Ac_3點(diǎn)及馬氏體態(tài)試樣的T_(θ1)、T_(θ2)均隨升溫速率的增加而升高。在雙相區(qū)780℃保溫過程中,馬氏體態(tài)試樣的奧氏體形成速率比珠光體態(tài)試樣的快;隨雙相區(qū)保溫時(shí)間的增加,馬氏體態(tài)試樣的Ms點(diǎn)幾乎保持不變,而珠光體態(tài)試樣的Ms點(diǎn)則先升高后降低,且當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到1h時(shí),兩種起始狀態(tài)試樣的Ms點(diǎn)大致相同。在雙相區(qū)780℃保溫、隨后在320℃進(jìn)行等溫淬火時(shí),馬氏體態(tài)試樣的貝氏體轉(zhuǎn)變速率相對(duì)較低,且不隨雙相區(qū)保溫時(shí)間而變化。而珠光體態(tài)試樣在780℃保溫10 min時(shí)的貝氏體轉(zhuǎn)變速率較快;隨雙相區(qū)保溫時(shí)間的增加,貝氏體轉(zhuǎn)變速率變緩,且當(dāng)保溫時(shí)間為1h時(shí),其貝氏體的轉(zhuǎn)變速率與馬氏體態(tài)試樣的貝氏體轉(zhuǎn)變速率大致相同。加熱至雙相區(qū)不同溫度、保溫不同時(shí)間、然后進(jìn)行等溫淬火后,兩種起始狀態(tài)試樣的顯微組織均由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及馬氏體組成。馬氏體態(tài)試樣中的鐵素體與貝氏體+殘余奧氏體+馬氏體的混合物呈條狀相間分布,而珠光體態(tài)試樣中除存在與馬氏體態(tài)試樣中類似的條狀相間分布的組織外,還含有大塊狀鐵素體。兩種起始狀態(tài)試樣中條狀相間組成物的尺寸均隨雙相區(qū)等溫溫度的升高或等溫時(shí)間的延長而增加,而殘余奧氏體含量均隨之先增加后減少。在雙相區(qū)780℃保溫時(shí),隨著保溫時(shí)間的延長,兩種起始狀態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都是先升高后降低,而延伸率則表現(xiàn)為不同的變化規(guī)律:對(duì)于馬氏體態(tài)試樣來說,延伸率持續(xù)增加;對(duì)于珠光體態(tài)試樣來說,延伸率先降低后增加。在雙相區(qū)溫度780℃、各不同保溫時(shí)間情況下,馬氏體態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率以及強(qiáng)塑積均比珠光體態(tài)試樣的高。在雙相區(qū)各不同溫度、等溫相同時(shí)間1h時(shí),隨著雙相區(qū)溫度的升高,馬氏體態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均升高,延伸率降低;而珠光體態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度雖升高,但其屈服強(qiáng)度和延伸率卻先降低后升高。在雙相區(qū)各不同溫度下保溫,兩種狀態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相差不多,但馬氏體態(tài)試樣的延伸率及強(qiáng)塑積均高于珠光體態(tài)試樣的延伸率及強(qiáng)塑積。綜上所述,馬氏體起始狀態(tài)試樣具有更優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。
【圖文】：

圖 1-1 各類高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度和總延伸率的比較[9,10]圖1-1總結(jié)了各種高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度以及延伸率的關(guān)系。可以看出，TRIP鋼在具有較高強(qiáng)度的同時(shí)，延伸率又不會(huì)太低，在各種高強(qiáng)鋼中發(fā)展前景最大，成為先進(jìn)高強(qiáng)度汽車用鋼中最典型的代表。在有外力作用時(shí)，其會(huì)發(fā)生相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)：其中所含的殘余奧氏體（Ra）在力的作用下轉(zhuǎn)變成為馬氏體（M），所以鋼的強(qiáng)度以及塑性均會(huì)在很大程度上增加。正因如此，TRIP鋼就具有了較好的屈服強(qiáng)度和延伸率，還有優(yōu)異的沖壓成型能力，獲得了良好的綜合力學(xué)性能，也變成了現(xiàn)

了一定的化學(xué)成分，并且設(shè)計(jì)了適合的工藝路線，，使其 TRIP 效應(yīng)得到最大的發(fā)揮體作用原理與其中的殘余奧氏體有關(guān)。由于鋼中含有一定的能穩(wěn)定奧氏體的元素經(jīng)過兩相區(qū)退火以及之后的貝氏體等溫淬火處理，進(jìn)行了兩次富碳，從而在冷室溫的過程中就會(huì)有一部分較為穩(wěn)定的奧氏體保留下來，稱為殘余奧氏體。當(dāng)外力而發(fā)生變形時(shí)，鋼中的殘余奧氏體就會(huì)發(fā)生馬氏體相變，這種相變大大提鋼的強(qiáng)度及塑性，所以稱作“相變誘發(fā)塑性效應(yīng)”，簡稱“TRIP 效應(yīng)”[22,23]。以拉伸試驗(yàn)為例，對(duì)殘余奧氏體的 TRIP 效應(yīng)進(jìn)行說明，如圖 1-2 所示[24]：（1）在拉伸試驗(yàn)過程中，在變形最大的位置最早發(fā)生奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變而局部的強(qiáng)度就得到增加，很難再發(fā)生變形，這就造成變形向其他未發(fā)生相變位轉(zhuǎn)移，因此頸縮的出現(xiàn)就會(huì)被推遲；（2）在拉伸變形時(shí)，奧氏體發(fā)生相變而轉(zhuǎn)變成馬氏體，這使局部應(yīng)力集中得弛，延緩了裂紋的出現(xiàn)；（3）殘余奧氏體和外加的應(yīng)力是共格的關(guān)系，高能界面不利于裂紋的擴(kuò)展，宏觀上來看就表現(xiàn)為伸長率的提高，尤其是均勻伸長率的提高。
【學(xué)位授予單位】：燕山大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：碩士
【學(xué)位授予年份】：2018
【分類號(hào)】：TG142.1

【參考文獻(xiàn)】

相關(guān)期刊論文 前10條

1 石發(fā)才;;第三代汽車用鋼開發(fā)[J];山西冶金;2015年01期

2 蘇偉;;高強(qiáng)度鋼板及其先進(jìn)制造技術(shù)在汽車輕量化上的應(yīng)用[J];汽車工藝與材料;2014年10期

3 江海濤;代樂樂;李志超;段路昭;尹鴻翔;蔣金星;;兩相區(qū)退火對(duì)中錳鋼熱軋板組織和性能的影響[J];材料熱處理學(xué)報(bào);2013年07期

4 張宇光;趙愛民;趙征志;張明明;唐荻;李本海;;冷軋TRIP鋼兩相區(qū)奧氏體化中合金元素的擴(kuò)散[J];沈陽工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào);2011年01期

5 董瀚;王毛球;翁宇慶;;高性能鋼的M~3組織調(diào)控理論與技術(shù)[J];鋼鐵;2010年07期

6 左秀榮;陳蘊(yùn)博;王淼輝;李勇;王紅艷;王振偉;;鐵素體/馬氏體雙相鋼的組織及性能[J];材料熱處理學(xué)報(bào);2010年01期

7 李衛(wèi);唐正友;王玫;丁樺;楊平;;高錳奧氏體TRIP/TWIP鋼的組織和力學(xué)性能[J];鋼鐵;2007年01期

8 黃寶旭;王曉東;戎詠華;王利;;TWIP鋼研究的現(xiàn)狀與展望[J];熱處理;2005年04期

9 唐正友,李龍,韓會(huì)全,丁樺,丁學(xué)勇;含Nb低碳Si-Mn系TRIP鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變[J];材料與冶金學(xué)報(bào);2004年04期

10 鄭玉春;我國鋼鐵工業(yè)所面臨形勢分析[J];冶金信息導(dǎo)刊;2004年01期

相關(guān)碩士學(xué)位論文 前2條

1 底華芳;高強(qiáng)度TRIP鋼的組織演變與性能分析[D];東北大學(xué);2013年

2 徐海濤;馬氏體基體TRIP鋼的熱處理工藝與性能分析[D];遼寧科技大學(xué);2008年

本文編號(hào)：2622390