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近年来,Fe-Mn-Al-C合金体系在汽车工业中引起了广泛的关注。Fe-Mn-Al-C钢具有强度高、密度小、成本低等优点,可应用为轻量化车身结构材料。然而,Fe-Mn-Al-C钢的发展也面临着汽车用高强度钢的学科性难题:在大幅度提高钢板强度的同时,如何获得所需的塑性延伸能力。本研究通过合理调控Mn含量和热处理工艺,制备了一种细晶铁素体弥散分布于奥氏体基体的双相钢,有利于在获得优异强度的同时,保证优良的延性。本课题在制备出的两种不同Mn含量的Fe-15/18Mn-8Al-0.8C(wt.%)轻质高强钢的基础上,通过合理热处理工艺成功开发出了抗拉强度大于1000MPa,延伸率大于30%的热轧和冷轧高强轻质钢。并通过室温拉伸、显微硬度、夏比冲击等力学性能测试,以及XRD、OM、TEM和断口扫描等组织检测,对钢的微观组织、力学性能、变形机制以及断裂行为进行分析。主要研究内容如下:对热轧15Mn和18Mn钢进行不同温度的固溶处理,随着固溶温度增高,实验钢抗拉强度降低,断后延伸率增大,15Mn钢的抗拉强度从1022MPa降低至815MPa,延伸率则从50%提升至66%;18Mn钢的抗拉强度从988MPa降低至799MPa,延伸率则从44%提升至58%。固溶温度在800-950℃之间,18Mn实验钢具有更高的奥氏体体积分数;固溶温度提高到1000℃,Mn含量不同的样品没有明显的组织差异。Mn含量不同影响热轧实验钢在低温下的冲击韧性,经固溶处理后的18Mn实验钢在低温下冲击韧度更低,低温对15Mn材料韧性的影响明显弱于其对18Mn的影响。对冷轧15Mn和18Mn钢进行不同保温时间的固溶处理,保温时间在5-20min的冷轧实验钢组织中存在细小且弥散分布的铁素体晶粒,并且奥氏体组织较为细小,这种组织特点使实验钢的屈服强度较热轧实验钢有较好的提升,延伸率并没有显著降低,15Mn钢的屈服强度从726MPa提升至770MPa,18Mn钢的屈服强度从645MPa提升至725MPa。保温30min后,冷轧实验钢中奥氏体晶粒尺寸增大,奥氏体体积分数大幅度增大,实验钢的屈服强度和抗拉强度均大幅降低。Mn含量的不同使得18Mn实验钢在保温时间为20min时有更大的应变硬化率。对冷轧15Mn和18Mn钢进行时效处理,随着保温时间的增加,κ-碳化物从基体中析出。Mn含量的不同影响到κ-碳化物形状、分布和体积分数。15Mn实验钢中的κ-碳化物以颗粒状为主,主要分布于奥氏体和铁素体晶界;18Mn实验钢中的κ-碳化物以层片状为主,由奥氏体晶界向晶内长大;相同时效时间下,Mn含量较高的18Mn实验钢中κ-碳化物体积分数更高;κ-碳化物的析出使得实验钢的强度提高,应变硬化率也增大,但是由于层片状κ-碳化物降低了晶间结合力,导致时效时间大于60min后,18Mn实验钢的抗拉强度低于15Mn钢。时效处理使得轻质高强钢的塑形降低,断裂特征由延性断裂向准解理断裂转变。