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          來源︰未知 佚名 2018-04-24 瀏覽次
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            提高汽車用鋼的比強度(強度與密度之比)可以實現汽車輕量化。目前主要途徑是使用高強鋼和先進高強鋼,先進高強鋼從第一代發展至第三代,在提高強度的同時,使材料具有良好的強度和延展性匹配以及合理的成本。提高鋼板比強度的另一途徑是在維持良好力學性能的基礎上,降低鋼板材料的密度。輕質鋼(又稱低密度鋼)的開發正是基于後一觀念。

            Al元素在輕質鋼中的作用

            Al降低鋼的密度。固溶Al原子會引起Fe基體點陣擴張,添加合金元素Al降低鋼的平均摩爾質量和增加鋼的摩爾體積,從而降低鋼的密度。室溫下,Al在純Fe中有較高固溶度(約9%);在C和Mn等其他元素存在時,其固溶度可進一步提高。因此,Al往往成為輕質鋼的主要合金元素。Fe-Al合金是最簡單的輕質鋼,多數情況下Al與C和Mn等合金元素一起構成復雜多相的輕質鋼種。一般地,添加1%的Al使鋼的密度降低略大于1.1%。

            Al對鋼中相組成的影響及輕質鋼的分類。Al是鐵素體強穩定化元素。Fe-Al二元合金中,當Al含量大于1%時,由液相凝固形成的鐵素體在後續溫降或熱加工過程中不發生δ鐵素體→γ奧氏體→α鐵素體相變反應,合金在固態時基體組織均為鐵素體(無序BCC結構,即A2結構)。隨Al含量增加,鐵素體會發生點陣有序轉變,生成Fe3Al相(DO3結構)和FeAl相(有序BCC結構,即B2結構),合金的塑性顯著降低。

            按合金成分和室溫下基體主要組成相,將輕質鋼大致分為以下四類︰(1)單一鐵素體鋼。此類鋼種為Fe-Al固溶體合金,其主要成分為Fe-(2~9)Al,組織為單相鐵素體(文中合金元素含量無特殊說明均以質量分數計量)。通常地,該鋼種可添加適量Mn元素,並且用微量Ti和Nb等強碳、氮化物形成元素來固定鋼中間隙原子以形成無間隙原子鋼。(2)鐵素體鋼。此類鋼種的大致成分為Fe-(2~7)Al-(0~9)Mn-(0~0.4)C,其熱軋組織多為(δ+α)鐵素體和碳化物的混合物,其中δ鐵素體在熱加工和熱處理過程中始終存在。冷軋鐵素體鋼經TRIP或Q-P工藝熱處理後可獲得適量殘余奧氏體,這些殘余奧氏體在形變時被誘發馬氏體相變,從而顯著提高鋼板的強塑積。通常所說的鐵素體輕質鋼多數為δ-TRIP鋼。(3)鐵素體—奧氏體雙相鋼。此類鋼種的大致成分為Fe-(3~13)Al-(5~30)Mn-(0.2~1.0)C,其主要組織構成為鐵素體和奧氏體兩相,且奧氏體在加工和後續形變過程中保持組織穩定性。(4)奧氏體鋼。此類鋼種的大致成分為Fe-(7~12)Al-(20~30)Mn-(0.5~1.5)C,其主要組織為奧氏體,還可能含有少量鐵素體和κ碳化物。同樣地,奧氏體在加工和後續形變過程中保持組織穩定性。

            Al對碳化物形成的影響。富含Al輕質鋼中碳化物形成途徑之一是通過共析反應,奧氏體分解生成α鐵素體和碳化物。增加Al和C含量削弱M3C型碳化物穩定性,促進κ碳化物形成。實際生產中,由于相變的非平衡性,當Al含量超過4%~5%時,鋼的基體中往往只存在κ碳化物而M3C型碳化物及其他碳化物被抑制。除源自共析反應外,κ碳化物也常常在富Al、Mn和C的過飽和奧氏體鋼中形成。研究發現,只有當Al和C的含量分別超過8%和0.8%時κ碳化物才能在基體析出,並且κ碳化物析出是由于過飽和固溶體調幅分解以及C和Al原子有序排列的兩個過程相伴發生的結果。當發生過時效,κ碳化物顆粒不斷粗化並最終會導致在晶界處形成塊狀κ碳化物,同時奧氏體轉變為α鐵素體或DO3相。

            本文重點介紹單一鐵素體輕質鋼和鐵素體輕質鋼的微觀組織特征、力學性能和強韌化機制,為進一步開發上述種類輕質鋼提供有益思路。

            單一鐵素體輕質鋼

            鑒于微量C元素可誘發晶界處形成κ碳化物而顯著削弱Fe-Al合金的成型性能,目前對此類鋼的研究多集中于富鋁無間隙原子鋼(簡稱Al-IF鋼)。固溶Al顯著提高IF鋼的屈服強度和抗拉強度,但使延伸率和加工硬化指數n值降低,並且鋼板的平均塑性應變比(rm值)降低和平面各向異性指數(Δr值)增加。研究表明,含約7%Al的IF鋼的n值和rm值分別降為0.17和1.4。

            傳統IF鋼具有均勻強γ織構,添加Al弱化了鋼板的γ織構和引入其他織構成分。γ織構弱化是導致Al-IF鋼板rm值及深沖性能降低的根本原因。Al-IF鋼板的γ織構弱化可做如下解釋︰(1)Fe-Al合金在熱加工過程中無γ奧氏體→α鐵素體相變發生,且Al原子阻礙合金的動態再結晶,通常情況下熱加工組織呈現長條狀。這種粗大組織在後續冷軋過程中容易發生局部不均勻變形(形成剪切帶和過渡帶)使晶粒分裂成具有不同位向的單元組合體。因此,冷軋鋼板具有復雜晶體取向而非強γ織構。(2)Al原子阻礙退火過程中靜態再結晶晶粒生長,促進Fe-Al合金鋼中包括立方織構在內的非γ織構成分保留下來。

            Al-IF鋼具有較高的強度和延展性,並且其密度降低可達10%。如果深沖性能能進一步改善,Al-IF鋼可潛在用來制造汽車覆蓋件和內部結構件。

            鐵素體輕質鋼(δ-TRIP鋼)

            δ鐵素體。δ鐵素體是鐵素體輕質鋼的主要組成相。凝固過程相繼發生液相轉化為δ鐵素體(Liq→δ鐵素體)和包晶反應(Liq+δ鐵素體→γ奧氏體),剩余δ鐵素體被保留下來。通常δ鐵素體在鑄態組織中含量高于其在平衡相圖上的計算值,高溫熱處理(1300℃/24h)後兩者相當。研究表明,造成上述差異的根本原因是包晶反應時奧氏體形核困難,而非奧氏體晶核生長受到限制。δ鐵素體在後續熱加工和熱處理過程中始終存留。

            δ-TRIP鋼的熱(冷)軋組織及軋制變形特性。δ-TRIP鋼的熱(冷)軋組織通常為δ鐵素體、α鐵素體和M3C型或κ碳化物的混合體。δ鐵素體因軋制變形而沿軋向伸長,一般稱為鐵素體條帶(ferrite band)。α鐵素體和碳化物主要由γ奧氏體經共析反應生成,呈片層狀間隔排列(碳化物片層厚度隨C和Al含量升高而增加),兩者的混合體常稱為碳化物條帶(carbide band)。另外,碳化物還存在于δ鐵素體晶界以及鐵素體條帶—碳化物條帶界面處,這可能是由于溶質原子在晶界處偏聚所致。當Mn含量增高時,高溫奧氏體可在溫降過程中直接轉變為馬氏體。

            基體碳化物的尺寸、形貌和分布情況影響δ-TRIP鋼的軋制可變形性。研究者利用不同種類熱(冷)軋δ-TRIP鋼板的單向拉伸變形來模擬研究鋼板在軋制變形時裂紋形成和擴展現象,有以下主要結論︰增加Al含量促進裂紋形成,低C含量並非有利于δ-TRIP鋼的冷軋變形。

            δ-TRIP鋼的退火組織和力學性能。冷軋鋼板經臨界區退火和奧氏體等溫淬火後,碳化物條帶轉化為奧氏體條帶(殘余奧氏體和鐵素體混合體),δ鐵素體條帶可發生靜態再結晶。退火後鋼板的微觀組織由δ鐵素體、α鐵素體(和貝氏體鐵素體)以及殘余奧氏體組成。殘余奧氏體被形變誘發馬氏體相變時,會提高鋼板的加工硬化能力,因而提高殘余奧氏體體積分數和機械穩定性,有助于增加退火鋼板的強塑性。研究表明,殘余奧氏體晶粒尺寸、形貌、晶體學位向以及周圍相分布顯著影響其機械穩定性。

            δ-Mn-TRIP鋼。研究者嘗試在低碳中錳鋼中添加合金元素Al,所得鋼種經軋制和連退後基體組織包含δ鐵素體、α鐵素體和亞穩態殘余奧氏體,其強度和塑性接近普通中Mn鋼的力學性能。這里將上述富鋁中錳鋼簡稱為δ-Mn-TRIP鋼。退火過程中,軋制鋼板基體中的馬氏體板條經逆相變生成細小奧氏體晶粒,C和Mn元素經配分後在殘余奧氏體中均發生富集。添加Al元素提升了中錳鋼臨界退火溫度,這為加速馬氏體向奧氏體逆轉變和Mn配分創造了有利條件。

            δ-TRIP鋼的成分設計基于富C或富Mn的TRIP鋼,其中Al含量可達7%(因而鋼的密度降低可超過8%)。δ-TRIP鋼的優良屬性包括同第三代先進高強鋼相類似的強塑積以及良好焊接性能;另外,其合金含量在所有輕質高強鋼中處于較低水平,鋼廠現有生產裝備基本能夠滿足此類鋼種生產需求。δ-TRIP鋼可用來制造汽車安全件和結構件。

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