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香港大學黃明欣教授團隊：通過控制位錯密度大幅提高超薄鋼的屈服應力和均勻伸長率！

2022-05-20 14:04:40 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

這種對高強度的需求進一步得到了工業界持續發展超薄板（約200μm厚）以進一步降低原材料成本的趨勢。特別是，在板材經過冷軋和退火后通過額外的冷軋工藝實現的雙壓下（DR）型板材表現出顯著增加的屈服應力

不幸的是，DR 板材的屈服應力的提高不可避免地以較低的均勻伸長率和由此導致的過度冷變形導致的成形性不足為代價來實現的。由于成本問題，解決這種權衡對于行業來說尤其困難。包括納米孿晶（ Lu et al., 2009 ; Lu et al., 2004 ; Sevillano, 2009 ）、雙峰（ Wang et al., 2002 ）、多峰（ Zhao et al., 2008 ）、層狀（Liu et al., 2013）、梯度（Wu et al., 2014）和分層（Liddicoat et al., 2010）；Ming et al., 2019 ）結構雖然增強了應變硬化并因此在高屈服應力下均勻延伸，但需要復雜的加工技術或僅在實驗室中才能實現的過量合金元素。事實上，這些基于納米結構的設計原則通常不適用于工業生產的低合金、易于回收的大規模消費鋼……

設計位錯的線缺陷，例如操縱位錯密度或控制與間隙碳原子的相互作用，為實現鋼的相互矛盾的機械性能提供了不同的途徑（Huang 和 He，2018 年），尤其是通過簡單加工路線制造的廉價鋼。一個典型的例子是超高強度變形和隔斷（D&P）鋼（ He et al., 2017a ）的大拉伸延展性，可以通過現有的加工路線生產。為了在不犧牲屈服應力的情況下在 DR 鋼板中獲得大的均勻伸長率，因此控制位錯密度以及碳-位錯相互作用可能是合理的。

在此，香港大學黃明欣教授團隊設計一個優化的 DR 工藝來證明這一概念在超薄 DR 片材中的有效性，該工藝涉及精確控制位錯密度和烘烤硬化。分別對采用常規 DR 工藝和優化工藝生產的兩種化學成分相似的超薄 DR 鋼進行了分析和比較。這兩種鋼表現出相同的約 510 MPa 的屈服應力，但表現出明顯的應變硬化行為和均勻的伸長率。詳細的微觀結構表征，包括同步加速器 X 射線衍射分析，用于定量分析強化機制對于每一種鋼材。結果表明，優化后的 DR 鋼顯著增加的均勻伸長率源于其在拉伸應變過程中連續產生位錯的能力。此外，由于碳-位錯相互作用，烘烤硬化處理促進了 96 MPa 的額外強化，確保優化的 DR 鋼的屈服應力不受影響。總體而言，這項工作展示了一種有效且工業兼容的方式來提高 DR 片材的可成形性，同時保持其屈服應力。該結果可能為行業開發廉價、可回收的超薄鋼板提供了一條通用途徑，該鋼板具有顯著的屈服應力和均勻伸長率組合。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0749641922001152

圖 1顯示了兩種鋼板沿 RD 的工程應力-應變曲線，以及由DIC在各種全局應變下獲得的相應應變分布圖。這兩種鋼具有相似的 0.2% 偏置屈服應力（ σy ），約為 510 MPa ，但它們表現出不同的屈服行為，從連續屈服（鋼 A）到不連續屈服（鋼 B）。鋼 B 表現出的不連續屈服通過應力-應變曲線上的早期應力平臺和 DIC 測量揭示的雙 Lüders 帶的傳播來識別（圖 1乙）。Lüders 帶同時從試樣的上肩部和下肩部開始并傳播，直到兩個帶在ε ? 0.014 處相遇。這種 Lüders 帶是典型的現象，主要發生在烘烤硬化后的低碳鋼中（Ballarin 等，2009 ），在此期間，間隙碳原子遷移到位錯并形成 Cottrell 氣氛。未經烘烤硬化的鋼 A 沒有顯示出這種應力平臺。

圖 1。原樣（a）鋼 A 和（b）鋼 B 的單軸拉伸應力-應變曲線，加載軸平行于板材的 RD。還顯示了每個測試（視場：25 mm × 4.7 mm）在各種全局工程應變（ εg ）下軸向應變場（ εyy ）的相應演變。

圖 2顯示了兩種鋼沿 RD、DD 和 TD 的工程應力-應變曲線。相關的機械性能總結在表 3中。對于每種鋼，試樣取向僅對σ y、σ u、ε u和ε f等力學性能產生輕微影響，而應變硬化行為相對于拉伸方向幾乎沒有變化。圖 3顯示了兩種原樣鋼的初始 SEM 顯微組織。兩種鋼都表現出典型的由微米級珠光體團和鐵素體晶粒組成的前共晶微觀結構。珠光體相由輕微變形或無明顯變形的層狀形態識別，在兩種鋼中具有大致相同的體積分數，如從 SEM 圖像評估的那樣。鋼 A 中的珠光體面積分數測得約為 4.9%，而鋼 B 中約為 5.2%。

圖 2。原樣（a）鋼 A 和（b）鋼 B 的單軸拉伸應力-應變曲線，加載軸平行于板材的 RD、DD 和 TD。

圖 3。（a）鋼 A 和（c）鋼 B 的初始 SEM 顯微組織。RD 沿圖的垂直方向。（b）（a）中白框標記區域的放大圖，顯示鋼A中存在碳化物。（d）（c）中白框標記區域的放大圖。

圖 4。收到的（a）鋼 A 和（b）鋼 B 的反極圖（IPF）電子背散射衍射（EBSD）圖。還提供了基于 EBSD 圖的極圖和晶粒尺寸分布。

由于很難通過 TEM 可靠地測量現有鋼的位錯密度，因此在這項工作中使用了衍射峰展寬分析。兩種鋼在不同工程應變下的位錯密度（鋼 A 為 0%、4%、8%，鋼 B 為 0%、3%、10%）通過同步輻射 X 射線衍射實驗結合 MWH 測量方法（Ungár 等人，1998b）。對于圖7中的每個衍射圖案，可以確定ΔK和K的五個數據對。ΔK 是通過用偽 Voigt 函數擬合峰值來確定的，誤差線代表 ΔK 的一個標準偏差。如上圖所示，兩種鋼都呈現珠光體相，層狀結構清晰可見（圖 3 b 和 d）。預計第一次冷軋期間的劇烈塑性變形會嚴重扭曲層狀結構，而兩種鋼中的珠光體都表現出幾乎未變形的形態。這可以從以下事實來理解：在臨界退火過程中（溫度低于 Ac3），形成奧氏體的第一步是珠光體溶解成高碳奧氏體（ Speich et al., 1981），由于局部碳含量高，珠光體將在冷卻后生長。因此，兩種鋼中未變形的珠光體層狀結構預計將在退火過程中由最初變形的珠光體集落的相同位置形成。