熱機(jī)械控制工藝對(duì)高鋁低硅相變誘發(fā)塑性鋼組織性能的影響

李 壯，康少酺，鄭 振，于歡歡

(沈陽(yáng)航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng)110136)

相變誘發(fā)塑性TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼由于兼具高強(qiáng)度和高延伸性能，可沖制較復(fù)雜的零件;還具有高碰撞吸收性能，一旦遭遇碰撞，會(huì)通過(guò)自身形變來(lái)吸收能量，而不向外傳遞，可用于汽車結(jié)構(gòu)件及其加強(qiáng)件，近年來(lái)正在受到廣泛的關(guān)注［1－3］。大多數(shù)研究者集中在(1% ～2%)Si－(1% ～2%)Mn鋼中，利用了組織中貝氏體存在的作用，開發(fā)了C－Mn－Si TRIP鋼。這類新型TRIP鋼含有大量的殘余奧氏體、多邊形鐵素體和貝氏體多相組織，通過(guò)應(yīng)變誘導(dǎo)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，利用顯微組織中相變誘發(fā)塑性來(lái)造成強(qiáng)韌性平衡增加。被一致認(rèn)為是新一代最佳高強(qiáng)度鋼。

組合了控制軋制和控制冷卻的軋制方法被稱為TMCP(Thermo Mechanical Controlled Processing)－熱機(jī)械控制工藝。TMCP已成為生產(chǎn)高性能高強(qiáng)鋼所不可缺少的技術(shù)，它是在“控制奧氏體狀態(tài)”的基礎(chǔ)上，再對(duì)被控制的奧氏體進(jìn)行相變的控制技術(shù)。熱軋帶鋼軋制后通過(guò)冷卻到貝氏體相變區(qū)域，在此溫度鋼板被卷取成鋼卷，產(chǎn)生了TRIP組織。然而，在TMCP過(guò)程中因TRIP鋼中存在Si、Mn元素，鋼的表面非常容易形成致密的Mn2SiO4氧化物薄膜［4］。這個(gè)氧化物影響了電鍍性能。A1在TRIP鋼中的作用方式與Si相同，而對(duì)涂層性能不產(chǎn)生影響。TRIP鋼中的Si無(wú)疑可以被A1所替代。

作者針對(duì)高鋁低硅TRIP鋼，熱軋后經(jīng)過(guò)控制冷卻后再恒溫保溫，通過(guò)顯微組織觀察與力學(xué)性能檢測(cè)，對(duì)其相變機(jī)制進(jìn)行了探討，研究了高鋁低硅TRIP鋼在TMCP中的相變誘發(fā)塑性鋼行為。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料與設(shè)備

實(shí)驗(yàn)材料取自本鋼真空感應(yīng)爐冶煉的兩種不同成分的130kg鋼錠，化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

鋼錠首先被鍛造成80 mm×120 mm×600 mm的鋼板，經(jīng) φ450、φ300 軋機(jī)熱軋成20 mm×150 mm×2 000 mm左右的坯料，再機(jī)加工得到17 mm×20 mm×65 mm實(shí)驗(yàn)料。實(shí)驗(yàn)料在高溫箱形電阻爐(SRTX－8－13)中加熱。在外熱式坩堝電阻爐(SG－5－12)制成的鹽浴爐(50%NaNO3+50%KNO3)中等溫。采用IRCON手提式紅外線測(cè)溫儀測(cè)溫。

1.2 控軋控冷實(shí)驗(yàn)與組織性能檢測(cè)

對(duì)A、B鋼的實(shí)驗(yàn)料，經(jīng)1 200℃加熱后，采用φ180軋機(jī)進(jìn)行5道次熱軋至2.8 mm厚。終軋溫度和終軋壓下量分別為700～800℃和30%～50%。坯料終軋后空冷16～27 s后水冷至620～670℃時(shí)淬入400℃鹽浴爐中，保溫25 min后，取出空冷。

在INSTRON 4206電子機(jī)械試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。采用Leica DMIRM型圖像儀進(jìn)行金相組織觀察。用SX－550型掃描電子顯微鏡對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織分析。采用D/max2400型X射線衍射儀(XRD，Cu Kα射線)測(cè)定試樣拉斷前后的殘余奧氏體量，根據(jù)公式(1)計(jì)算殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。

式(1)中Iα和 Iγ分別為(200)α 和(211)α 峰以及(200)γ，(220)γ和(311)γ峰的積分強(qiáng)度。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

對(duì)不同化學(xué)成分的A、B兩種鋼，每種鋼取5個(gè)坯料按上述同樣工藝熱軋實(shí)驗(yàn)，其力學(xué)性能如表2所示。

由表2中可以看到，兩種實(shí)驗(yàn)鋼在同樣的工藝制度下，力學(xué)性能均較好。A、B鋼相差不多。5個(gè)試樣平均值，A、B鋼抗拉強(qiáng)度約為755 MPa和759 MPa，伸長(zhǎng)率約為29%和30%，強(qiáng)塑積分約為21.880 GPa%和22.600 GPa%。通過(guò)對(duì)二種鋼表征強(qiáng)韌性綜合性能的強(qiáng)塑積的對(duì)比來(lái)看，高鋁低硅的B鋼力學(xué)性能要優(yōu)于普通硅錳鋼(A鋼)。

2.2 顯微組織

A、B鋼實(shí)驗(yàn)后獲得的金相組織見圖1所示，掃描電鏡照片見圖2所示。

圖1中，A、B兩種鋼熱軋后恒溫冷卻均得到貝氏體、鐵素體以及殘余奧氏體的顯微組織。光鏡下白色的鐵素體呈多邊形形狀，貝氏體為粒狀，而殘余奧氏體則無(wú)法分辨。掃描電鏡下可以看到鐵素體呈黑色的多邊形形狀，兩種鋼中均有灰色的殘余奧氏體存在，而粒狀貝氏體量較多(圖2)。

A、B鋼試樣在拉伸前后的X射線衍射圖(XRD)分別如圖3和圖4所示。

表2 兩種鋼力學(xué)性能

圖1 兩種鋼金相組織

圖2 兩種鋼掃描電鏡照片

圖3 A鋼試樣的X射線衍射圖

圖4 B鋼試樣的X射線衍射圖

圖3中，A鋼拉斷前，殘余奧氏體含量為20.12%，拉斷后，殘余奧氏體含量降為13.22%;而圖 4中，B鋼拉斷前，殘余奧氏體含量為23.14%，拉斷后，殘余奧氏體含量降為14.18%。A、B鋼拉斷前后，殘余奧氏體的存在與殘余奧氏體量的減少均為XRD圖所證實(shí)。由此說(shuō)明，A、B鋼在拉伸變形過(guò)程中，殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，使其含量降低。而因應(yīng)變誘導(dǎo)相變，相變誘發(fā)塑性發(fā)生。

3 討論

3.1 TRIP鋼中合金元素的作用

A、B鋼中均含有Si、Mn合金元素，TRIP鋼在相應(yīng)的熱軋冷卻過(guò)程中，各種合金元素起著不同的作用。Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，鋼在加熱時(shí)Mn溶入奧氏體中，使Ms下降，殘余奧氏體含量增加。Si是鐵素體形成元素，提高鐵素體中碳的化學(xué)位，使鐵素體中的碳向奧氏體內(nèi)部擴(kuò)散;當(dāng)鋼在鹽浴爐貝氏體相變區(qū)等溫時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體，碳向奧氏體晶粒內(nèi)部進(jìn)一步擴(kuò)散;最后，碳在奧氏體中不斷富集，奧氏體的穩(wěn)定性增加。文獻(xiàn)［5］指出:Si凈化奧氏體組織，是鐵素體穩(wěn)定性元素，加速了多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變。它還在貝氏體相變期間通過(guò)延遲碳化物的沉淀，增加了殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。因此，TRIP鋼中Si元素的存在，使TRIP效應(yīng)顯著。

雖然 TRIP鋼中含有 Si是必要的。然而，TRIP鋼中由于存在Si、Mn合金元素，在加熱過(guò)程鋼的表面將形成非常穩(wěn)定的Mn2Si04等氧化物［4］。當(dāng)鋼板熱軋時(shí)，因TRIP鋼中的高Si含量導(dǎo)致鋼板表面產(chǎn)生厚的氧化皮將易于軋入鋼板表面，并很難通過(guò)酸洗清除，從而影響鋼板的電鍍性能，使TRIP鋼表面涂覆質(zhì)量變差。為提高TRIP鋼表面質(zhì)量，必須設(shè)法降低鋼中的Si含量。Si的作用是直接阻礙滲碳體析出。A1的作用與Si相似。A1也是一個(gè)在滲碳體中不溶解的元素，A1在TMCP過(guò)程中并不偏析，因此，對(duì)于鋼板的電鍍來(lái)說(shuō)，添加Al并不對(duì)涂層性能產(chǎn)生不利影響。因此，能夠用 A1來(lái)替代 Si，以 A1替代 Si的低硅TRIP鋼具有良好的涂鍍效果，卻同樣可獲得相變誘發(fā)塑性。

3.2 TMCP與殘留奧氏體的穩(wěn)定性

在本研究的實(shí)驗(yàn)中，坯料終軋后空冷至660～670℃然后再淬入鹽爐中保溫?？绽淦陂g，坯料恰處于奧氏體與鐵素體二相區(qū)，奧氏體必然向鐵素體轉(zhuǎn)變，結(jié)果，多邊形鐵素體形成。當(dāng)坯料在鹽爐中貝氏體相變溫度保溫時(shí)，由于多邊形鐵素體的形成，能夠進(jìn)行貝氏體轉(zhuǎn)變的奧氏體的數(shù)量必然減少。結(jié)果，貝氏體轉(zhuǎn)變后，殘留奧氏體的數(shù)量相應(yīng)地減少。而TRIP效應(yīng)的實(shí)現(xiàn)正是需要?dú)埩魥W氏體在變形過(guò)程中向馬氏體的轉(zhuǎn)變。在TMCP中隨著多邊形鐵素體的形成，碳由鐵素體進(jìn)入到奧氏體中重新分布，奧氏體中的碳濃度將增高，殘留的未轉(zhuǎn)變的奧氏體中富集碳導(dǎo)致奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定作用［6］。因此，最后殘留奧氏體的穩(wěn)定性增加。

A、B鋼的熱機(jī)械工藝(TMCP)過(guò)程中，最后道次的變形在奧氏體未再結(jié)晶溫度以下。而在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)的變形造成了奧氏體的扁平化，扁平化奧氏體的相關(guān)的組織特征是位錯(cuò)密度的增加，變形帶的形成和基體結(jié)合處退火孿晶的破壞。擴(kuò)散和非擴(kuò)散相變都能夠被這些特征所影響。而這將最終決定殘余奧氏體的狀態(tài)，使奧氏體晶粒細(xì)化。由于奧氏體具有很高的碳濃度，很小的晶粒尺寸，很高的位錯(cuò)密度，因此，TMCP造成奧氏體穩(wěn)定性很高。

此外，TMCP中的變形對(duì)奧氏體向鐵素體的相變有一個(gè)促進(jìn)作用，即所謂應(yīng)變誘導(dǎo)相變。應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體能夠在變形過(guò)程中而不是變形之后形成，應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變?cè)斐闪髓F素體晶粒的細(xì)化。

徐祖耀指出，“當(dāng)馬氏體在母相形變時(shí)，以一定少量地逐步地產(chǎn)生時(shí)會(huì)得到大的伸長(zhǎng)率”［7］。結(jié)果，A、B鋼終軋后控冷恒溫冷卻，在性能試驗(yàn)時(shí)出現(xiàn)了顯著的TRIP效應(yīng)，獲得了很好的力學(xué)性能(表2)。

3.3 高Si與低Si TRIP鋼的晶體結(jié)構(gòu)理論解釋

相對(duì)來(lái)說(shuō)，A、B鋼可分別被認(rèn)為是高Si與低Si的TRIP鋼。A、B鋼的顯微組織非常相近(圖1、圖2)，力學(xué)性能也相差不多(表2)。B鋼的組織中貝氏體數(shù)量要多一些，力學(xué)性能也好于A鋼。含1.13%A1的B鋼組織中顯示出了更多量的貝氏體，這主要是由于B鋼在熱軋后恒溫冷卻之前組織中存在有更多量的奧氏體。B鋼含有更多的奧氏體可以通過(guò)晶體結(jié)構(gòu)理論［8］進(jìn)行解釋。

晶體結(jié)構(gòu)的硬球模型和堆垛序見圖5所示。

圖5 密堆結(jié)構(gòu)的堆垛序

fcc結(jié)構(gòu)的{111}是按照ABCABC……這樣的次序堆起來(lái)，這就是fcc結(jié)構(gòu)的堆垛序，見圖5(b)。與此對(duì)比，hcp結(jié)構(gòu)中密排面(0001)的堆垛序?yàn)锳BAB……，見圖5(c)。對(duì)于正常堆垛序(fcc為△△△△;hcp為△▽△▽)的差異稱為堆垛層錯(cuò)。

在fcc晶體中，單位位錯(cuò)分解為2個(gè)Shockley不全位錯(cuò)組成擴(kuò)展位錯(cuò)。圖6為fcc晶體(111)面上的擴(kuò)展位錯(cuò)，以b2和b3為柏氏矢量的位錯(cuò)稱為Shockley不全位錯(cuò)。兩個(gè)Shockley不全位錯(cuò)的寬度為d，它們之間的區(qū)域是層錯(cuò)區(qū)［紙面是(111)］。為了表示柏氏矢量b，以φ表示b1和位錯(cuò)之間的夾角。

圖6 fcc晶體擴(kuò)展位錯(cuò)的寬度

擴(kuò)展位錯(cuò)的平衡寬度為:

式(2)中μ為切變模量，ν為泊松比，γ為層錯(cuò)能密度(產(chǎn)生單位面積層錯(cuò)所需要的能量)。文獻(xiàn)［9］指出:添加A1增加了奧氏體中堆垛層錯(cuò)能。而由式(2)中，即擴(kuò)展位錯(cuò)的平衡寬度和層錯(cuò)能密度成反比。B鋼中A1增加奧氏體層錯(cuò)能，降低了擴(kuò)展位錯(cuò)的寬度，所以不易形成層錯(cuò)，也就是說(shuō)，fcc晶體結(jié)構(gòu)的堆垛序仍為圖5(b)中的ABC ABC……，B鋼中由于A1的作用仍將保持奧氏體的面心立方晶體結(jié)構(gòu)(fcc)，而不容易變成圖5(c)中hcp結(jié)構(gòu)的堆垛序:ABAB……。所以，B鋼中因含有較多的合金元素A1，強(qiáng)烈地抑制了γ→ε轉(zhuǎn)變。因此，同A鋼相比，B鋼殘留有更多量的奧氏體，導(dǎo)致貝氏體量更多，最后，由于殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)，B鋼力學(xué)性能優(yōu)于A鋼。

4 結(jié)論

(1)A、B鋼采用同樣熱軋后等溫保溫工藝制度，顯微組織由鐵素體，貝氏體和殘余奧氏體組成。兩種鋼均呈現(xiàn)出良好的力學(xué)性能。A、B鋼抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到755 MPa和759 MPa，伸長(zhǎng)率分別達(dá)到強(qiáng)塑積分別達(dá)到29%和30%，分別達(dá)到21.880 GPa%和22.600 GPa%的較高值。

(2)A、B鋼獲得較好力學(xué)性能的原因，是由于變形時(shí)，殘余奧氏體因應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，相變誘發(fā)塑性發(fā)生。終軋后的空冷使多邊形鐵素體形成。在等溫時(shí)，殘余奧氏體數(shù)量多，穩(wěn)定性強(qiáng)，表現(xiàn)出很好的相變誘發(fā)塑性效果。

(3)B鋼中添加A1增加了奧氏體的堆垛層錯(cuò)能，降低了擴(kuò)展位錯(cuò)的寬度，不易形成層錯(cuò)。由于γ→ε轉(zhuǎn)變被抑制而造成B鋼中更多奧氏體的殘留，最終導(dǎo)致貝氏體量更多。由于殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)，B鋼力學(xué)性能優(yōu)于A鋼。

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