低碳铁素体贝氏体复相钢的拉伸应力应变曲线分析图文精Word格式.docx

1、TG14211;TG113125 文献标识码:A 文章编号:100926264（2007 0520046205Analysis of stress 2strain curves by tensile test in low carbon steel witha duplex microstructure of bainite and ferriteLI Long 1, DI NG Hua 1, 2, D u Lin 2xiu 1, SO NG Hong 2mei 3, Z HANG Pi 2jun（1. School of M aterials and M etallurgy, Northea

2、stern University, Shenyang 110004, China; 2. The S tate Key Lab of Rolling and Automation of N ortheastern University, Shenyang 110004, China; 3. Baosteel Technology Center, Baoshan Iron &Steel Group Co, Shanghai 201900, ChinaAbstr act :The duplex micros tructure o f bainite and ferri te i n a lo w

3、carbon steel w as o btained by controlled rolling follo w ed by accelerated co oling, and then the micro structure and mechanical pro perties o f the s teel w as characterized by ro om 2temperatu re tensile test and SE M ob servatio n. T he relatio nship bet ween strain and strain hardening ex ponen

4、t （n fo r the steel w ith different micro structure under cons tant tensio n rate was s tudied. Crussard 2Jaoult metho d was also utilized to analyze s tress 2strain curv es of the tes ted s teel. The results reveal that the bainite 2ferrite s teel p ossesses high streng th and w ork 2hardenabili ty

5、 , and the values o f n increase and then decrease w ith i ncreasin g true strain, w hile the strain hardening rate decreases w ith the increase o f strain. The exis tence of uniformly dis trib uted baini te in the steel can result in the increase o f s train hardenability. Key wor ds :lo w carbon s

6、teel; bainite; mechanical property; flo w s tress curve; strain hardening收稿日期: 2006210208; 修订日期: 2007201219基金项目: 国家自然科学基金和上海宝钢集团公司联合资助项目（50271015作者简介: 李 龙（1977 , 男, 博士生, E 2mail:longli2002mail.edu. cn 。近年来, 高强度钢在汽车制造中逐步扩大使用, 其强度和塑性具有较佳的配合, 有利于提高冲撞过程中的能量吸收, 对减重的同时保证安全性较为有利1。通过形变诱导铁素体相变和铁素体动态再结晶来细化晶粒,

7、 是开发超细晶粒高强度钢有效的手段之一225。然而, 由于对设备的要求较高6; 同时大的变形量和低的变形温度会使形成的铁素体择优取向变强7。除了受变形条件的限制外, 晶粒过小还会导致材料的屈强比提高3, 对材料的成形产生不利的影响。贝氏体相变强化等方式的引入, 为解决上述问题提供了新的思路8, 9但大多数的研究都集中在低合金钢或微合金钢中10212, 对普通低碳钢中的贝氏体组织形成及其变形行为尚缺乏研究。铁素体贝氏体钢的变形特性是复杂的强化机制相互作用的结果。取决于贝氏体相变强化, 铁素体的晶粒细化强化, 位错强化以及碳化物的析出强化等。这些强化机制交互作用, 不仅影响复相钢的初始屈服, 而且

8、也影响加工硬化速率。本文以普通低碳钢为研究对象, 通过控轧控冷的实验手段获得具有铁素体贝氏体复相组织的复相钢, 通过对复相钢的应力2应变曲线分析, 研究复相钢在单轴拉伸下的变形行为。1 实验材料和实验方法（, C0110, Si 0120, Mn 112, S 01006, P 01002, N 010016。实验钢采用中频感应电炉熔炼后浇注成50kg 的铸锭后锻造成50mm 100mm 120mm 的热轧坯料。在配有冷却装置的450mm 轧机上对实验钢进行控轧控冷实验。将坯料加热到1200e , 保温2h, 出炉后进行不同的压下量变形, 终轧温度定为800e 。由于实验设备的限制, 轧制结束

9、到开始水冷前有一段空冷时间, 温降在50e 左右。利用喷水冷却轧件, 冷却速度在2035e P s 范围内。终冷温度控制在400550e 之间, 之后缓冷, 以模拟轧后卷取过程。试样表面温度采用红外线测温仪测量。控轧控冷工艺示意图如图1 所示。图1 控轧控冷工艺示意图Fi g 11 Schematic diagram of the thermo 2mechanical control process按国家标准从板材上截取标准拉伸试样, 利用I NS TRO N4206拉伸试验机测定钢的强塑性指标, 拉伸速度为5mm P min, 在拉伸过程中记录实验钢的工程应力2应变曲线。试样经研磨、抛光后用

10、4%硝酸酒精溶液腐蚀, 在LEICA Q550IW 金相显微镜下进行组织观察。用L EICA Q550I W 配带的分析软件测量铁素体晶粒的平均直径以及铁素体的含量。2 实验结果211 拉伸实验表1列出了实验钢在不同的控轧控冷工艺条件下的拉伸性能。从实验结果可以看出, 卷取温度的降低利于实验钢强度的提高, 当卷取温度降低到400e 时, 实验钢的屈服强度超过了400MPa, 实现了普通碳素钢强度的翻番。在化学成分相近的条件下, 与400M Pa 级超细晶粒钢6的强度级别相同, 屈强比较低。图2为复相钢在单轴拉伸条件下的工程应力应变曲线。对比表1和图2可以看出, 在铁素体（F 晶粒尺寸相近的条件

11、下（78L m , 随着贝氏体（B 体积分数的增加, 强度逐渐升高。而贝氏体的体积分数又和冷却速率及卷取温度密切相关。工程应力2应变曲线的最大载荷附近存在一平坦区, 它覆盖了较宽的应变范围, 这表明复相钢在拉伸时形成的缩颈区是扩散的。表1 实验钢在不同条件下的拉伸力学性能Table 1 Mechanical properties of the tested steel under differ ent process conditionsS ample R s P MPa R b P MPa D 5P %R s P R b Coiling te mperatureP e C ooling ra

12、te P e #s -1Microstructure （volume fraction of ferri te P % Finis hing thic kness P m mNo 11369194811436017755020F+B （8012 615No 12398135041031017945030F+B （7514 410No 13417115391028017740035F+B （6618615212 显微组织观察不同工艺条件下对应的实验钢组织如图3所示。从图3可以看出, 随着卷取温度的降低和冷速的增加, 贝氏体的体积分数增加; 当终轧厚度减小到4mm 时（No12试样 , 铁素体晶粒

13、尺寸略有减小, 且出现了明显的带状组织, 强度较No 11试样为高, 但塑性低于No 11试样（见图2 。透射电镜观察结果表明, 贝氏体的微观形貌主要为条片状贝氏体和弥散分布的渗碳体组成, 条片状贝氏体宽度约为1L m, 试样中渗碳体呈颗粒状或针状, 条片状贝氏体的宽度随卷取温度的降低略有减小, 但变化不大133 分析与讨论311 应变硬化行为Hollomon 建立了包含应变硬化指数n 值的金属拉伸变形的指数方程式R =K En（1, ; R 和47第5期李 龙等:图2 实验钢的工程应力2应变曲线Fig 12 Stress versus s train curves of the tested

14、 steel和真应变。Hollomon 虽然把应变硬化指数n 引入塑性力学领域, 但并未指明n 是在何种变形路径下的应变硬化指数。宋玉泉14通过对n 的力学涵义、理论解析及实验结果的精细分析进行了理论和实验规范, 明确论证了Hollomon 方程（1 是在恒应变速率条件下的本构方程。通过体积不变条件可得出, 在恒变形速度条件下（T =c onst , 可推导出n v =1-d ln P d ln Elnll 0（2图3 不同工艺条件下钢的显微组织 （a No. 1（F+B 组织 ; （b No. 2（F+B 组织 ; （c No. 3（F+B 组织 Fig. 3 O ptical micros

15、tructure of tes ted steel treated with di fferent processes （a No. 1; （b No. 2; （c No. 3式中, n v 为恒拉伸速度的应变硬化指数; P 为载荷; E 为应变速率; l 0和l 分别为试样的标距及其瞬时长度。在任意一条恒T 的P 2l 曲线上, 因E =T P l , 所以用计算机模拟P -E 可求得相应的多项式P =E Ni =0a iE i（3因d ln E =E P dP d 由式（3 得=i =1ia iE i =0（4把（4 式及l 0和l 代入式（2 , 再把l 和E 转化为E , 于是便得在恒

16、T 变形路径下的n v 与E 的变化关系n v （E =（E （5图4为由式（5 绘出的恒T 变形路径的n v 2E 曲线, 可以看出, 应变硬化指数n v 与真应变（E 不具有线性关系。在均匀塑性变形阶段, 随着真应变的增加, n 值先略有升高然后有较大幅度的下降。从图中也可看到, No 13试样的n 值最大超过014, 对应的真应变约为011。对比N o 11试样和No 13试样可知, 贝氏体体积分数的增加明显提高了复相钢初始加工硬化能力, 当真应变超过0114时, No 13试样的加工硬化指数下降的较快。No 12试样的贝氏体呈带状分布, 在整个截面上的分布不均匀, 应变硬化能力减弱。3

17、12 应力应变曲线的Crussar d 2Jaoult 分析研究不同变形阶段的强化机制的方法之一就是对应力应变曲线进行分析。从上述分析可知, 由于反应变形机制的一个加工硬化参量n 是变化的, 并不能描述整个应变水平下的变形特性。区分应变硬化区域不同机制的分析方法一般利用Crussard 2Jaoult 分析方法（简称C 2J 分析 15C 2J 分析可以较灵敏地反映低应变下应变硬化机制的变化, 因此对评价工艺制度和显微组织对复相钢变形特性的影响是一种有用的手段。48材 料 热 处 理 学 报第28卷图4 实验钢恒拉伸速度下的应变硬化指数n v 和真应变E 的关系Fig 14 Relatio n

18、ship bet ween n v and E undercons tan t T for the tested s teelC 2J 分析所用的基本方程为15R =R 0+K E n（6从而可以得到C 2J 分析方程为d E=ln（Kn +（n -1 ln E （7 利用方程（7 对实验钢均匀塑性变形阶段的真应力真应变进行分析, 从而得到C 2J 分析曲线如图5图5 加工硬化率与真应变之间的关系Fig 15 Relation between strain hardening rates and true strain从图5可以看出, C 2J 曲线大体可以分为三个阶段, 加工硬化速率较高的第

19、一阶段; 加工硬化速率缓慢（或快速 下降的第二阶段和迅速（或缓慢 下降的第三阶段。No 13试样的加工硬化速率除了在起始时较高之外, 均匀变形过程中都小于No 11和No 12试样。对N o 11试样来说, 初始加工硬化速率下降的较快, 当应变超过011时, 加工硬化速率降低的速度变缓。No 11试样的C 2J 曲线基本上是由两段直的斜线组成, 这种变形特征曲线代表了材料理想化的均匀变形方式。当真应变在0110112之间时, N o 12试样的C 2, ,这表明此时材料的加工硬化速率是恒定的。同时在No 13试样的C 2J 曲线上也存在有一平台, 对应的应变在01150118之间。不同阶段具有

20、不同变化趋势表明试样变形的不均匀性。313 复相钢应变硬化微观机制的探讨根据位错理论16, 在应变较小时, 材料的强化主要来源于滑移面上位错之间、位错与溶质原子或者位错与沉淀颗粒（如碳化物 之间的交互作用。在应变量较小时, 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。因此在均匀塑性变形的初始阶段, 应变硬化指数呈增加的趋势（图4 。冷速越快, 贝氏体含量越多, 位错密度越大, 加工硬化速率也就越高（见图5 , 硬化指数也较高（见图4 。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, 使得位错与碳化物颗粒之间的交互作用减弱, 应变硬化指数随之下降17

21、对No 13试样来说, 硬化指数随着真应变的增加下降的速率增加（见图4 , 这是由于贝氏体含量增加后, 随着变形的继续进行, 在材料中逐步产生贝氏体与铁素体界面的损伤以及强化相本身的开裂, 在变形后期容易出现软化现象18, 从而导致应变硬化能力的降低幅度增加。对No 12试样来说, C 2J 曲线上的第二阶段加工硬化速率缓慢下降, 第三阶段的加工硬化速率下降的较快; 对N o 11和No 13试样来说, C 2J 曲线上的第二阶段和第三阶段的变化速率和N o 12试样相反, 这说明贝氏体均匀分布的复相钢在第二阶段时贝氏体就可能产生了屈服, 从而使得第二阶段的加工硬化速率较第三阶段下降的快。但由

22、于软相铁素体和硬相贝氏体的不均匀应变产生的协调位错密度增加, 使得复相钢仍处于较高的应变硬化状态。铁素体贝氏体复相钢中贝氏体的含量和分布影响并控制着复相钢的力学性能, 这在一定程度上提供了达到最佳力学性能状态的冶金灵活性。铁素体贝氏体复相钢中因强韧的贝氏体（承载组分 引入到高延性铁素体中而得到强化, 同时使得加工硬化能力也有一定程度的提高。4 结论1 通过控轧控冷在低碳钢中获得了贝氏体组织。终轧温度为800e , 卷取为400e 时, 复相钢中铁素体晶粒尺寸在78L m, 贝氏体含量约为35%时, 低碳钢的屈服强度超过400M Pa;49始加工硬化指数。在拉伸速度恒定条件下, 应变硬化指数随着

23、真应变的提高呈先升高后下降的趋势, 初始加工硬化指数都大于0130;3 Crussard 2Jaoult 分析表明, 应变硬化速率随应变的升高呈下降的趋势, 在不同的阶段下降的趋势与复相钢中组织分布有关, 均匀分布的贝氏体有助于提高实验钢的初始加工硬化速率。参考文献1 Senum a T. Physical metall urgy of modern hi gh strength s teel s heetsJ.ISIJ International, 2001, 41（6 :520-532. 2 董 瀚, 孙新军, 刘清友, 等. 变形诱导铁素体相变2现象与理论J.钢铁, 2003, 38（1

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