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分享:单轴拉伸下中锰钢组织演变和力学行为的数值模拟

2022-08-15 15:03:59 

摘 要:基 于 试 验 得 到 的 显 微 组 织 建 立 了 7Mn 钢 的 代 表 性 体 积 单 元 (RVE)模 型,采 用 ABAQUS(600~630 )退7Mn应力,:沿, 更容易发生协同变形,从而缓解铁素体中的应变集中,使体系处于较高的应力状态;600 退后残余奥氏体稳定性较高,均匀塑性变形结束时仅有部分残余奥氏体转变为马氏体,630退后拉伸时残余奥氏体大部分转变为马氏体,模拟得到残余奥氏体含量与试验结果相吻合,小于5%,验证了基于 RVE模型模拟组织演变的准确性;615,630 退火后,模拟得到应力-变曲线与试验结果吻合较好,相对误差小于5%,验证了基于 RVE 模型模拟单轴拉伸行为的准确 ,但在600 退火后,由于各相本构模型未考虑到细晶强化和固溶强化作用,导致模拟结果与试 验结果存在较大偏差

关键词:中锰钢;单轴拉伸;组织演变;力学行为;马氏体相变

中图分类号:TG142.1 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)02-0081-07

0 引 言

随着世界范围内对环境恶化资源短缺问题的81孙宇阳,:单轴拉伸下中锰钢组织演变和力学行为的数值模拟 关注,轻量化已成为汽车行业的发展趋势[1-3]实现 汽车轻量化的手段之一是采用高强度汽车钢,近年 来具有多相多尺度亚稳特征的中锰钢受到了广泛 关注,其锰含量较低(质量分数3%~12%)且具有 优良的强 韧 性,是 第 三 代 先 进 高 强 钢 的 有 力 竞 争 [4]通过合适的临界退火工艺处理,中锰钢具有 超细小的铁素体+残余奥氏体(α+γ)两相组织,塑性变形 过 程 中,残 余 奥 氏 体 会 不 断 向 马 氏 体 转 [5],使得中锰钢在具有高强度的同时还可以保持 良好的塑性,这其中包含复杂的组织演变过程微组织的演变对宏微观力学行为的影响深刻,因此 掌握材料的显微组织演变是十分必要的显微组织 的演变和力学行为是动态的,对这一方面的研究大 多数是中断式的,同时原位观测法也受限于设备和 成本,而有限元方法具有直观易得节约成本的特 目前,国内外对基于显微组拟方 面研 究 较 多,例 如:CHOI [6] Serri-Cherkaoui 马 氏 体 相 变 判 定 准 则 模 拟 了 TRIP800钢在剪切单轴拉伸平面应变双轴拉伸 4种应变状态下的应规律;LATYPOV [7]料本 构模型对中锰钢拉伸至失效的应变分配情况进行了 模 拟;WANG [8] 认 为 基 于 电 子 背 散 射 衍 射 (EBSD)图像的有限元模型能够准确预测中锰钢的 宏观力学行为;喻智晨等[9]研究了含有奥氏体的低 温贝氏体钢在多种受力条件下的组织演变相变行 为以及应力和应变再分配过程但是,目前对中锰 钢组织演变的有限元模拟多集中于单一的工艺条件 ,对不同退火条件的影响及有限元模型的适用性 方面研究较少因此,作者以7Mn中锰钢为研究对 ,基于试验得到的显微组织图像构建二维代表性 体积单元(representativevolumeelement,RVE), 通过 ABAQUS退拉伸过程中的组织演变进行模拟,研究残余奥氏体含 量及组织形态对中锰钢宏微观力学行为的影响

1 试样制备与试验方法

试验材料为经过真空熔炼和热锻工艺获得的尺 寸为160mm×120mm×25mm 7Mn钢锭,其化 学成分如表1所示温轧+退火工艺不但可以细化 中锰钢晶粒,还可以获得两种形态(等轴状和片状)布的显微组织,从而得到稳定性不同的残余奥氏体以 提高力学性能[10-11]在钢锭上截取如图 1(a)所示的 蝶形试样,采用 Gleeble-3500型热力模拟试验机进行 +退,1(b),1(c) 所示的拉伸试样,具体的温轧+退火工艺如图 2,图中Ac1 Ac3 变的了确退,DICTRA 在退火时间为4h条件下7Mn钢残余奥氏体含量随 退火温度的变化,结果如图3所示当钢中残余奥氏 体含量达到峰值之后其稳定性会迅速下降,因此选择 600,615,630作为退

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在退火后的试验钢上截取金相试样,经过磨制机械抛光,再用体积分20%的高氯酸乙醇溶液在 室温 下 电 解 抛 光 20s,电 压 为 20 V,采 用 Zeiss Supra40电子(SEM), 采用(EDS)D/MAX-2500/PCX 射线衍射仪(XRD)对试验 钢的物相组成进行分析,工作电压为40kV,工作电 流为250mA,扫描范围2θ 40°~100°,2(°)·min-1,按照 GB/T8362-1987体含量进行计算按照 GB/T228.1-2010,采用 MTSCriterionModel44型电子万能试机进行室 温拉伸试验,拉伸速度为0.3mm·min-1

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2 有限元模拟

2.1 模型的建立

根据试验钢的 SEM 图像建立 RVE 模型SEM 图像调整为黑白衬度图像,并将其导入到 图像文件转换工具 Raster2Vector,去除噪点,后平滑边界以消除细小奇异的区域,以免计算不收 ,将相边界以矢量格式(.dxf)输出通过 AutoCAD 软件将矢量格式文件转换为igs/igesABAQUS软件的草图模块,对平面

2.2 材料属性

鉴于拉伸试样的纵向长度远大于其厚度方向,择二维平面应力单元 CPS3作为基本单元类型ABAQUS软件的用户材料子程序 VUMAT 来描 述中锰钢各相的本构关系及马氏体相变判据,各个 相的弹性模量均取210GPa,泊松比取0.3。假设各 相在变形过程中符合 Ludwik方程,则铁素体残余 奥氏体和马氏体的本构关系[12]分别为 σ=680+900ε0.7p (1) σ=590+1910ε0.64 p (2) σ=2300+2000ε1.0p (3) 式中:σ为应力;εp 为塑性应变

马氏体相变模型采用 Serri-Cherkaoui马氏体 相变判据,表达式为 Π =σ-A:εtrl=R 3J2 [1+kJ3/3]+αI1/3 (4) 式中:Π 为相变应力;σ-A 为残余奥氏体的平均应力; εtrl 为单晶相变应变;R 为加载过程中相变导致的最 大应变,0.025;k 为相变对应力状态的敏感程度, 0.24;α 为马氏体相变过程中的体积变化参数,0.02;I1,J2,J3 分别为应力张量的第一不变量力偏张量第二不变量和应力偏张量第三不变量据相关研究结果,可知当Π 大于临界值29MPa, 残余奥氏体会发生马氏体相变[6]

2.3 边界条件

当沿着 轧 制 方 向 (x 轴 方 向)进 行 拉 伸 时,RVE模型的左侧所有节点沿x 轴方向的自由度固 ,垂直于轧制方向(y 轴方向)不作处理,而右侧所 过位,均匀沿y 伸时,RVE 模型的下侧所有节点沿着y 轴方向 由度,沿x 向不作处理,而上侧同 至均

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3 结果与讨论

3.1 显微组织与 RVE模型的验证

试验钢在不同温度退火后的显微组织及 RVE 模型如图4所示由图4可以看出,不同温度退火 素体(θ) 据能,余奥氏体组织,颜色较浅的浮凸为铁素体组织,残余 奥氏体具有等轴状E)(γL),同样(αE)(αL)RVE ,RVE10μm, 6.8μm,,绿(),蓝色()由图5XRD谱计算得到,600,615,630℃退火 后试验钢中残余奥氏体占比分别为28.9%,41.1%, 47.0%。统计得到600,615,630 ℃退火后 RVE模型 中残余奥氏体占比分别为21.25%,37.27%,48.10%, XRD谱分析结果接近,相对误差小于10%,验证了 RVE模型的准确性。630退火后试验钢的组织分 布均匀,因此以该条件下的 RVE模型为例对其单轴 拉伸下的微观应力应变变化以及组织的变化进行有 限元模拟

3.2 单轴拉伸过程中的微观应力和应变分布

由图6可以看出,不同方向拉伸时试验钢组织中 的高应力区都位于残余奥氏体上,这是因为此时残余 奥氏 体 发 生 相 变 诱 导 塑 性 (transformationinduced plasticity,TRIP)效应,转变为马氏体,处于较高的应 力状态,而铁素体较软,处于低应力状态残余奥氏 体的高应力区多沿拉伸方向分布,这表明沿着载荷方 向分布的残余奥氏体更容易发生相变从而进入高应 力状态原始组织的残余奥氏体多呈现片状并沿轧 制方向分布,所以当沿x 轴方向拉伸时,高应力区较 ,应力集中程度更明显沿y 轴方向拉伸时,由于 同方向的残余奥氏体含量较少而呈现较少的高应力 铁素体相的高应力区则沿近似垂直于拉伸的方 向分布,并被残余奥氏体隔断,在两相交界处出现局 部高应力区不同方向拉伸时软相铁素体相较于残 余奥氏体承受了更多的塑性变形,并且高应变区连成 带状沿与拉伸方向呈约45°的方向分布在铁素体的 某些位置,由于软硬两相的相互作用也出现了局部高 应变区,这些局部高应变区随着变形量的增加逐渐扩 展并连接形成应变集中带(图中箭头位置所示),由此 ,,,使铁 素体承受更大的应变;平行于拉伸方向分布的氏体会发生协同变形,从而承担更多的应变,解铁素体中的应变集中,使体系具有更高的微观应 因此,组织的分布状态对微观应力应变分布有 显著影

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3.3 单轴演变

7奥氏体已经转变为马 氏体由图7,11.6%时试 验钢中已开始结果表,3%便体相变的 出现[12],氏体稳定性是不均匀的,有些局部区域稳定性较差,会较 早地发生转变,而在数值模拟中,为了简化模型提高计算速 率,设 定 残 余 奥 氏 体 的 稳 定 性 是 一 致 的在变形达到 一 定 程 度 时,残 余 奥 氏 体 和 铁 素 体 的 强度和硬化能力不同,导致应力不均匀分布,多个 位置的残余 奥 氏 体 同 时 达 到 临 界 应 力 状 态,从 而 转变为马氏体最先出现马氏体的位置与组织形 态密切相关,一 般 出 现 在 应 力 易 集 中 的 残 余 奥 氏 体尖端或狭窄区域这些最初生成的马氏体由于 强度更高,进 一 步 加 剧 了 应 力 集 中随 着 变 形 的继续,高应力区逐渐连接起来,促使马氏体相变围 绕着现有马 氏 体 展 开,并 沿 着 拉 伸 方 向 向 残 余 奥 氏体内部 扩 展[9]当 应 变 达 到 17.1% ,马 氏 体 相变主要发生在沿拉伸方向分布的片状残余奥氏 体中,等轴状 残 余 奥 氏 体 的 边 缘 也 发 生 了 少 许 转 ,但心部仍保持为残余奥氏体

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由图8 可 知:当 均 匀 塑 性 变 形 结 束 时 (应 变 25%),630 退火的试验钢中残余奥氏体大部分转 变为马氏体,600 退火的试验钢仅有体积分数 50%~60%的残余奥氏体转变为马氏体,这说明在 600 退火工艺下7Mn钢的残余奥氏体稳定性较 退火温度较低时,逆相变生成的残余奥氏体含 量较少,固溶的碳锰元素比例较高,从而提高了残 余奥氏体的稳定性

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由图9XRD谱计算可得,600,630 退火后 试验钢在沿x 轴方向均匀塑性变形结束后的残余 奥氏体占比分别为8.7%,6.4%。由模拟结果统计 得到的残余奥氏体占比分别为9.67%,4.96%,相对 误差小于5%,说明基于 RVE模型模拟单轴拉伸过 程中中锰钢的组织演变是较准确的

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3.4 宏观力学行为

由图10可以看出,试验钢在630退火后具有 更强的加工硬化能力,这是由于此时试验钢的残余 奥氏体含量高,拉伸过程中转变为马氏体的量也较 ,使试验钢具有更高的强度当退火温度为615, 630℃,试验钢应力-应变曲线的模拟结果和试验 结果吻合较好,相对误差小于5%,而当退火温度为 600 ,模拟结果和试验结果存在较大差异,抗拉 强度差约100MPa。当退火温度较低时,奥氏体晶 粒长大速率较慢,获得的室温组织晶粒较细小,起到 较强的细晶强化作用;同时较低的退火温度使奥氏 体含量降低,奥氏体长大不充分,铁素体中能保留下 较多的固溶强化元素锰元素在铁中可在奥氏体中起到更强的固溶强化作用[13-14]当退 火温度为600 ,试验钢中细晶强化和固溶强化 的作用更加明显,因此具有较高的屈服强度,而作者 采用的各相本构模型中并未考虑到这两方面的作 ,从而使试验结果与模拟结果间出现了偏差,但加 工硬化率基本一致说明 RVE 模型对于描述马氏体 相变产生的强度贡献仍是较可靠的

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(1)模拟发现组织分布对7Mn钢中的微观应 力和应变分布影响显著,当奥氏体沿着拉伸方向分 布时,更容易发生协同变形,承担更多的应变,从而 缓解铁素体中的应变集中,使体系处于高应力状态(2)片状奥氏体相比于等轴状奥氏体更易发生 马氏体相变600 退火工艺下7Mn钢的残余 奥氏体稳定性较高,在拉伸至均匀塑性变形结束时 仅有部分残余奥氏体转变为马氏体,而在630 退 火后残余奥氏体大部分转变为马氏体,由试验得到 的残余奥氏体含量与模拟得到的结果相吻合,相对 误差小于5%,验证基于 RVE模型模拟组织演变的 准确性(3)当退火温度为615,630 ,应力-应变曲 线的模拟结果和试验结果吻合较好,相对误差小于 5%,说明此时可以采用 RVE模型对7Mn钢的单轴 拉伸行为进行模拟,而当退火温度为600,由于 采用的各相本构模型未考虑到细晶强化和固溶强化 所引起的屈服强度升高的作用,而使模拟结果与试 验结果存在较大偏差


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