超高强度薄板钢的氢致延迟断裂行为研究

论文摘要

延迟断裂是妨碍机械制造用钢高强度化的一个主要因素。对于汽车上广泛使用的传统薄钢板,因其强度水平低,目前尚未出现延迟断裂的报道。随着各种高强度特别是超高强度钢板在汽车上越来越多的应用,对其延迟断裂行为的评估就变得十分迫切。本文针对目前先进的汽车用超高强度薄钢板—热成形马氏体钢和高强度高塑性中锰钢（第三代汽车钢）,研究其经不同工艺处理后的氢致延迟断裂行为,着重探讨了热成形工艺、碳含量、回火温度等对Mn-B系超高强度钢板以及奥氏体含量及其稳定性对高强度高塑性中锰钢的耐延迟断裂性能的影响,为超高强度薄板钢在汽车工业中的应用提供必要的理论储备及技术支持。Mn-B系超高强度钢板的氢脆敏感性和缺口抗拉强度明显受钢中碳含量及回火温度的影响。随着钢中碳含量的增加,Mn-B系超高强度钢板的氢脆敏感性逐渐增加,但当碳含量高于0.3%时,各实验料的氢脆敏感性基本一致；实验料充氢后的缺口抗拉强度较未充氢时显著降低,且这种降低趋势随碳含量的增加而增大。随着回火温度的升高,Mn-B系超高强度钢板的氢脆敏感性逐渐降低；当回火温度增加到600℃时,各实验料对氢脆基本不再敏感。受热成形工艺过程中试样的移送时间、模具热传导、循环冷却水温及成形后零件保压时间等因素的影响,碳含量较低（≤0.3%）的Mn-B系钢板在热成形过程中发生不同程度的自回火,导致实验料的延迟断裂抗力较淬火态有所提高。因此,实验料热成形后呈现出良好的耐延迟断裂性能,再经200℃回火后其耐延迟断裂性能可得到进一步提高。Mn-B系超高强度钢板热成形后的延迟断裂抗力同样随碳含量的增加而降低。基于强度水平和耐延迟断裂性能的考虑,0.2%C的Mn-B钢更适合作为热成形用钢；若要进一步提高热成形钢的强度级别,可适当地提高C含量,但不宜超过0.3%。高强度高塑性中锰钢的氢致延迟断裂性能受逆转变奥氏体含量及其稳定性的影响。铁素体+奥氏体组织的退火态试样具有较全马氏体组织的淬火态试样更高的耐延迟断裂性能；然而,随着奥氏体含量的增加及其稳定性的降低,实验料的耐延迟断裂性能逐渐降低,具有10%奥氏体含量的退火态试样具有最高的耐延迟断裂性能。这表明,获得最佳力学性能的实验料状态并未对应着最高的耐延迟断裂性能。预变形实验结果表明,随着预应变塑性变形量的增加,实验料的延迟断裂敏感性增加。

论文目录

• 摘要
• Abstract
• 第一章 绪论
• 1.1 选题背景及意义
• 1.2 汽车钢的超高强度化趋势
• 1.2.1 传统汽车钢
• 1.2.2 超高强度汽车钢板
• 1.2.3 超高强度热成形马氏体钢
• 1.2.4 第三代汽车钢
• 1.3 延迟断裂是钢的超高强度化必须解决的问题
• 1.4 钢中延迟断裂的相关机理研究
• 1.4.1 延迟断裂的概念与特征
• 1.4.2 高强度钢中的氢与延迟断裂行为
• 1.4.3 氢的存在形式
• 1.4.4 氢陷阱
• 1.4.5 氢在金属中的扩散和富集
• 1.4.6 引起延迟断裂的氢
• 1.4.7 高强度钢的延迟断裂机理
• 1.5 高强度钢氢致延迟断裂的影响因素
• 1.5.1 强度对高强度钢氢致延迟断裂的影响
• 1.5.2 微观组织对高强度钢氢致延迟断裂的影响
• 1.5.3 碳和常用合金元素的影响
• 1.6 改善高强度钢耐延迟断裂性能的途径
• 1.7 表征延迟断裂的主要力学参量
• 1.8 研究延迟断裂的方法评估
• 1.9 本文的研究内容和研究目的
• 第二章 实验材料与方法
• 2.1 实验材料
• 2.2 试验方法
• 2.2.1 微观组织分析
• 2.2.2 常规力学性能
• 2.2.3 预应变试验
• 2.2.4 耐延迟断裂性能相关试验
• 第三章 碳含量对Mn-B系钢氢致延迟断裂行为的影响
• 3.1 引言
• 3.2 实验材料及方法
• 3.3 实验结果与分析
• 3.3.1 C含量对实验料微观组织和力学性能的影响
• 3.3.2 C含量和回火温度对实验料耐延迟断裂性能的影响
• 3.3.3 实验料的延迟断裂断口特征
• 3.3.4 C含量和热处理对实验钢氢的吸附和逸出行为的影响
• 3.4 分析与讨论
• 3.4.1 碳含量的影响
• 3.4.2 回火温度的影响
• 3.5 本章小结
• 第四章 不同碳含量Mn-B系钢板热成形后的氢致延迟断裂行为
• 4.1 引言
• 4.2 实验材料及方法
• 4.3 实验结果及分析
• 4.3.1 碳含量实验料微观组织和力学性能的影响
• 4.3.2 实验料的耐延迟断裂性能
• 4.3.3 实验料的延迟断裂断口特征
• 4.4 讨论
• 4.5 本章小结
• 第五章 1500 MPa级改进型Mn-B系热成形钢板的延迟断裂行为
• 5.1 引言
• 5.2 实验材料及方法
• 5.3 1500 MPa级改进型Mn-B系钢板的氢致延迟断裂行为
• 5.3.1 实验料的微观组织特征
• 5.3.2 实验料的力学性能
• 5.3.3 实验料的耐延迟断裂性能
• 5.3.4 延迟断裂断口特征
• 5.3.5 实验料的氢吸附及氢逸出行为
• 5.4 1500 MPa级改进型Mn-B系钢板热成形后的氢致延迟断裂行为
• 5.4.1 实验料的微观组织和力学性能
• 5.4.2 实验料的耐延迟断裂性能
• 5.4.3 延迟断裂断口特征
• 5.4.4 承载实验料加载前后的氢吸附及氢逸出行为
• 5.5 分析与讨论
• 5.5.1 延迟断裂抗力
• 5.5.2 氢吸附及逸出行为
• 5.5.3 临界氢含量
• 5.6 本章小结
• 第六章 高强度高塑性热轧汽车钢板的延迟断裂行为
• 6.1 引言
• 6.2 实验材料及实验方法
• 6.2.1 实验材料
• 6.2.2 实验过程
• 6.3 奥氏体逆相变对中锰钢微观组织和力学性能的影响
• 6.3.1 退火时间对中锰钢中奥氏体含量及其稳定性的影响
• 6.3.2 退火时间对中锰钢组织形貌的影响
• 6.3.3 奥氏体含量对中锰钢力学性能的影响
• 6.4 实验料的耐延迟断裂性能
• 6.4.1 延迟断裂抗力和延迟断裂强度比
• 6.4.2 延迟断裂试样的断口形貌
• 6.5 实验料的氢吸附及氢逸出行为
• 6.6 实验料的氢脆敏感性
• 6.6.1 奥氏体含量的影响
• 6.6.2 氢含量的影响
• 6.7 本章小结
• 第七章 预变形对中锰钢氢致延迟断裂行为的影响
• 7.1 引言
• 7.2 实验材料及方法
• 7.3 实验结果与分析
• 7.3.1 预变形对实验料微观组织的影响
• 7.3.2 预变形对实验料奥氏体稳定性的影响
• 7.3.3 预应变对实验料氢致延迟断裂敏感性的影响
• 7.3.4 氢致断裂试样的断口形貌
• 7.4 讨论
• 7.4.1 预变形对实验料氢吸附及延迟断裂敏感性的影响
• 7.4.2 奥氏体含量及其稳定性对实验料氢致延迟断裂行为的影响
• 7.5 本章小结
• 第八章 主要结论
• 参考文献
• 博士期间发表论文
• 致谢