含Al中錳TRIP鋼原始組織對臨界退火后組織與力學性能的影響

祁曉亮， 李 巖， 定 巍， 趙增武

(1. 內蒙古科技大學 內蒙自治區(qū)白云鄂博礦多金屬資源綜合利用重點實驗室, 內蒙古 包頭 014010；2. 內蒙古科技大學 材料與冶金學院, 內蒙古 包頭 014010)

近年來，中錳鋼(3%～12%)以其高強度、高塑性的綜合力學性能成為第三代先進高強汽車用鋼較為理想的鋼種[1]；與第二代先進高強度鋼相比，中錳鋼合金元素含量較低，具有成本優(yōu)勢；與第一代先進高強鋼相比，中錳鋼具有性能優(yōu)勢。中錳鋼具有較高含量的亞穩(wěn)態(tài)殘留奧氏體(RA)，在變形過程中部分或全部經歷相變誘發(fā)塑性(TRIP)以提高強度和塑性。在鋼中添加一定含量的Al可以顯著提高A3溫度，擴大兩相區(qū)溫度范圍。在中錳鋼中添加Al有助于在較短臨界退火時間內獲得良好的力學性能，滿足連續(xù)退火生產線的要求[2]。但添加Al過多也會產生一些問題，在工業(yè)化生產中可能產生AlN夾雜物、出現Al2O3堵塞水口等問題，不利于連鑄生產操作[3]。

在有關中錳鋼組織演變和力學性能的影響研究中，通過適當地調整退火溫度，短時間連續(xù)退火可以達到長時間罩式退火的綜合力學性能。例如，徐海峰[4]發(fā)現0.2C-5Mn-1.5Al(質量分數，%，下同)冷軋中錳鋼經650 ℃退火6 h，得到抗拉強度高于800 MPa，斷后伸長率超過40%，強塑積達35 GPa·%的綜合力學性能。田超[5]研究發(fā)現0.2C-5Mn-1.5Al(質量分數)冷軋中錳鋼經700 ℃退火30 min，得到體積分數為31%的殘留奧氏體，抗拉強度895 MPa，斷后伸長率31.2%，強塑積27.9 GPa·%。Liu等[6]發(fā)現0.11C-5.23Mn-0.10Si-1.11Al熱軋中錳鋼經625 ℃退火4 h，獲得體積分數為46%的殘留奧氏體，抗拉強度為817 MPa，斷后伸長率為70%，強塑積高達57 GPa·%的綜合力學性能。邵成偉等[7]研究發(fā)現0.2C-5Mn-0.6Si-1.2Al冷軋中錳鋼經670 ℃退火10 min，獲得體積分數為19.6%的殘留奧氏體，抗拉強度為1276 MPa，斷后伸長率達到51.8%，強塑積達到66.1 GPa·%。

此外，中錳TRIP鋼的原始組織對臨界退火過程中微觀組織和力學性能也有影響。例如，Takanobu等[8]研究了0.2C-5Mn-2Si中錳鋼中鐵素體+滲碳體與馬氏體兩種不同原始組織經675 ℃退火10 min后的力學性能，發(fā)現兩種不同原始組織獲得的力學性能有明顯差異，其中鐵素體+滲碳體試樣的抗拉強度、斷后伸長率和強塑積分別是960 MPa、33.5%和32.2 GPa·%，而馬氏體試樣的抗拉強度、斷后伸長率和強塑積分別為897 MPa、25.4%和22.78 GPa·%，可以看出鐵素體+滲碳體試樣擁有更好的綜合力學性能。Ding等[9]研究了原始組織對0.2C-7.76Mn-1.99Al中錳鋼的影響，發(fā)現含有10%奧氏體(體積分數)+馬氏體的原始組織，由于其應變誘發(fā)馬氏體相變動力學更快，在變形早期具有較高的加工硬化率，比完全馬氏體原始組織，經660 ℃×1 h退火處理，能獲得更高的抗拉強度和相當的強塑積。

綜上所述，前人發(fā)現中錳鋼短時間連續(xù)退火可獲得與長時間罩式退火相當的力學性能，除成分外不同原始組織也影響退火后的組織與力學性能。然而，對極短時間連續(xù)退火下不同原始組織對退火后組織性能影響的研究較少。因此，本文著重研究較短退火時間(3 min)下含Al中錳TRIP鋼不同原始組織對臨界退火后組織與性能的影響，這對于實際應用具有一定的參考價值。

1 試驗材料與方法

本文所用試驗鋼的設計成分為0.2C-5.0Mn-0.50Si-0Al/1.0Al(質量分數，%)，分別簡稱為0Al和1.0Al 鋼。試驗鋼在50 kg中頻真空感應熔煉爐中冶煉，澆鑄冷卻后開坯鍛造至60 mm厚鋼坯。將鋼坯在箱式加熱爐中加熱到1200 ℃，保溫1.5 h，經5道次熱軋后，將其冷卻至600 ℃保溫2 h模擬卷取過程，空冷至室溫。熱軋板為3 mm厚鋼板，熱軋后進行酸洗處理。酸洗后的熱軋板經冷軋機多道次軋制，最終得到厚度為1.40 mm的試驗鋼板。

基于1.0Al試驗鋼的設計成分，計算得到A1=484 ℃，A3=822 ℃，Acm=651 ℃。根據計算結果，選擇700 ℃×10 min、800 ℃×5 min、900 ℃×5 min的預處理工藝，在馬弗爐中進行。將預處理后的樣品在鹽浴爐中進行臨界退火，采用700 ℃×3 min的熱處理工藝。鹽浴爐用鹽按照JB/T 6048—2004《金屬制件在鹽浴中的加熱和冷卻》選擇。將臨界退火后試樣制成標距為25 mm的非比例拉伸試樣，在CMT-30電子試驗機上進行拉伸試驗，加載速率為2 mm/min。

退火試樣經機械打磨拋光后用體積分數為15%高氯酸酒精溶液電解腐蝕，采用ZEISS-Gemini SEM 300場發(fā)射掃描電鏡(SEM)對試樣進行組織觀察。利用X射線衍射的方法測量鋼中殘留奧氏體含量，運用ADVANCE型號的X射線衍射儀，使用Cu(Kα)靶，采用步進式掃描方式，掃描范圍為45°～95°，測量步長為0.01°。利用X射線衍射分析軟件進行尋峰處理，采用直接比較法選擇奧氏體的(200)、(220)、(311)衍射峰和鐵素體的(200)、(211)衍射峰積分強度，根據式(1)計算殘留奧氏體體積分數Vγ[10-11]：

(1)

式中：I為某一峰的積分強度；R為某一峰的計算理論強度；q為奧氏體衍射峰數；p為鐵素體衍射峰數。

2 試驗結果與分析

2.1 熱力學相圖模擬計算

本文應用Factsage?(FSstel 8.0數據庫)分別計算了0Al鋼與1.0Al鋼的平衡態(tài)相圖，如圖1(a，b)所示。由圖1中0Al鋼和1.0Al鋼的相圖對比可知，添加Al之后各相變點溫度顯著提高，相圖中的A3線上移；擴大了BCC+FCC臨界區(qū)的溫度范圍，可以在較高的溫度下退火，加快Mn元素擴散速度，相應的縮短退火時間。其中，1.0Al鋼的A1=484 ℃，A3=822 ℃，Acm=651 ℃。

圖1 試驗鋼的平衡相圖Fig.1 Equilibrium phase diagrams of the tested steel(a) 0Al; (b) 1.0Al

2.2 中錳TRIP鋼預處理組織

基于本文中熱力學相圖，設計了3種預處理方式，即700 ℃×10 min、800 ℃×5 min和900 ℃×5 min，從而獲得3種不同的原始組織。

圖2為1.0Al試驗鋼經預處理后的原始組織。經700 ℃×10 min預處理后，組織主要由鐵素體和塊狀殘留奧氏體組成，如圖2(a)所示；800 ℃×5 min預處理后，組織由鐵素體、馬氏體和少量的殘留奧氏體組成，如圖2(b)所示；900 ℃×5 min預處理后，組織由馬氏體和碳化物組成，如圖2(c)所示。從圖1(b)中可以看出，700 ℃在鐵素體和奧氏體兩相區(qū)內，奧氏體在冷卻過程中轉變?yōu)閴K狀殘留奧氏體；800 ℃高溫組織是鐵素體和奧氏體組織，因接近完全奧氏體化溫度，奧氏體穩(wěn)定性不足，在冷卻過程中部分奧氏體會轉變?yōu)轳R氏體，所以室溫組織中存在鐵素體、馬氏體和少量的殘留奧氏體；900 ℃在完全奧氏體區(qū)，高溫組織為奧氏體，冷卻到室溫轉變?yōu)轳R氏體，且存在自回火現象，所以室溫馬氏體組織中含有少量的碳化物。因退火溫度較高，900 ℃獲得的馬氏體組織要比800 ℃的粗大。

圖2 1.0Al鋼經不同預處理后的原始組織Fig.2 Original microstructure of the 1.0Al steel after different pretreatments(a) 700 ℃×10 min； (b) 800 ℃×5 min； (c) 900 ℃×5 min

2.3 預處理試樣經臨界退火后的組織變化

通過研究[12]發(fā)現，在700 ℃臨界退火3 min時，含Al中錳TRIP鋼的綜合力學性能較好，因此研究的臨界退火溫度為700 ℃，臨界退火時間為3 min。不同預處理試樣經700 ℃臨界退火3 min后的微觀組織，如圖3所示。

圖3 不同預處理1.0Al鋼經700 ℃臨界退火3 min的微觀組織Fig.3 Microstructure of the different pretreated 1.0Al steel after intercritical annealing at 700 ℃ for 3 min(a) 700 ℃×10 min； (b) 800 ℃×5 min； (c) 900 ℃×5 min

由圖3可知，不同預處理樣品經臨界退火后得到的室溫組織包括鐵素體(圖3中F相，凸起部分)、殘留奧氏體(圖3中RA相，凹下部分，分塊狀RA和膜狀RA)以及少量碳化物(圖3中θ相，白色亮點)。700 ℃×10 min預處理試樣經臨界退火后保留了原有的組織形貌，因此得到塊狀鐵素體和殘留奧氏體組織。800 ℃×5 min預處理試樣經臨界退火后，部分塊狀鐵素體遺傳下來，大部分馬氏體在臨界退火過程中轉變?yōu)榘鍡l狀鐵素體和膜狀殘留奧氏體組織，少量碳化物主要是馬氏體發(fā)生自回火現象而析出。900 ℃×5 min 預處理試樣在臨界退火過程中轉變?yōu)殍F素體、膜狀殘留奧氏體和部分碳化物組織，晶粒粗大，而部分碳化物是預處理時生成的碳化物遺傳下來的。

圖4為臨界退火處理1.0Al鋼拉伸前后的XRD圖譜。表1是根據殘留奧氏體計算公式得出的殘留奧氏體體積分數變化及殘留奧氏體轉變率。由圖4(a)和表1可知，隨著預處理溫度升高，臨界退火后的殘留奧氏體含量逐漸上升，預處理溫度為900 ℃時出現最大值。如圖4(b)所示，拉伸后奧氏體峰極微弱，說明拉斷后試樣中殘留奧氏體含量很低，意味著絕大部分殘留奧氏體在變形過程中發(fā)生了馬氏體相變。由表1中數據可知，拉伸后殘留奧氏體體積分數均低于5%，殘留奧氏體轉變率在95%左右。

結合圖3、圖4和表1可知，在本文研究條件下，預處理工藝對殘留奧氏體含量有一定影響，但是對殘留奧氏體在拉伸斷裂前后的轉變率影響不大，預處理工藝主要影響的是殘留奧氏體的形貌和尺寸。已有文獻研究表明[13]，膜狀殘留奧氏體穩(wěn)定性優(yōu)于等軸狀；晶粒細小的穩(wěn)定性好于晶粒粗大的。眾所周知[14]，穩(wěn)定性差的殘留奧氏體易在變形初始階段發(fā)生轉變，對塑性提高不明顯；穩(wěn)定性好的殘留奧氏體會在變形過程中逐漸發(fā)生轉變，能顯著提高塑性。值得注意的是，穩(wěn)定性過高的殘留奧氏體，對塑性貢獻不明顯[15]，由表1數據可知，本文研究條件下，組織中穩(wěn)定性過高的殘留奧氏體含量極少。綜合殘留奧氏體拉伸前后的形貌和晶粒尺寸上的差異以及拉伸后的轉變率，可以預見800 ℃預處理+臨界退火試樣的殘留奧氏體會對塑性貢獻最大。

圖4 臨界退火1.0Al鋼拉伸前(a)后(b)的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the intercritical annealed 1.0Al steel before(a) and after(b) tensile test

表1 臨界退火1.0Al鋼拉伸前后殘留奧氏體體積分數和轉變率

2.4 臨界退火后的力學性能

圖5為1.0Al鋼臨界退火后的應力-應變曲線。從圖5可以看出，700 ℃預處理+臨界退火試樣和800 ℃ 預處理+臨界退火試樣均出現屈服平臺，這主要是因為在拉伸過程早期產生的呂德斯應變造成的[16-18]，而900 ℃預處理+臨界退火試樣沒有出現明顯的屈服平臺。

圖5 臨界退火1.0Al鋼的應力-應變曲線Fig.5 Stress-strain curves of the intercritical annealed 1.0Al steel

圖6為不同預處理工藝的1.0Al鋼臨界退火后的力學性能。由圖6(a)可見，試驗鋼的抗拉強度隨著預處理溫度的升高呈現逐漸下降的趨勢。屈服強度隨著預處理溫度的升高先增加后減少，在800 ℃達到最大值。由圖6(b)可以看出，試驗鋼的伸長率與強塑積均隨著預處理溫度的升高呈現先增大后減小的趨勢，預處理溫度為800 ℃時獲得最大的伸長率(33.25%)和強塑積(37.29 GPa·%)。室溫下殘留奧氏體的特性在很大程度上決定了中錳鋼的力學性能[19]。800 ℃預處理+臨界退火后的試樣塑性優(yōu)于700 ℃和900 ℃預處理+臨界退火試樣的原因如下：一方面是其殘留奧氏體含量高(明顯高于700 ℃預處理+臨界退火試樣，和900 ℃預處理+臨界退火試樣相當)；另一方面，800 ℃預處理+臨界退火試樣的殘留奧氏體形貌為膜狀，相比700 ℃預處理+臨界退火試樣的塊狀奧氏體，其穩(wěn)定性更高。此外，與900 ℃預處理+臨界退火后的殘留奧氏體晶粒相比，800 ℃預處理+臨界退火試樣的殘留奧氏體晶粒更細小，從而穩(wěn)定性也更好。

圖6 臨界退火1.0Al鋼的力學性能Fig.6 Mechanical properties of the intercritical annealed 1.0Al steel

圖7為經過700 ℃和800 ℃預處理的1.0Al試驗鋼臨界退火后的加工硬化曲線。由圖7可知，試樣的加工硬化曲線可分為3個階段。第一階段加工硬化率急劇下降，這種現象幾乎在任何鋼中存在，與顯微組織無關[20]。第二階段加工硬化率迅速增加，主要由于TRIP效應的作用，材料加工硬化能力提高。這一階段700 ℃預處理+臨界退火試樣和800 ℃預處理+臨界退火試樣呈現出顯著的不同，這與組織中殘留奧氏體穩(wěn)定性有關。700 ℃預處理+臨界退火試樣殘留奧氏體穩(wěn)定性較差，更多殘留奧氏體轉變在變形初始階段集中發(fā)生，因此表現出較高的加工硬化率，但持續(xù)區(qū)間較短，這不利于試樣塑性的增加[21-22]；而800 ℃預處理+臨界退火試樣因其殘留奧氏體穩(wěn)定性更好，從而呈現出連續(xù)漸進的TRIP效應，持續(xù)區(qū)間較長，這有利于塑性的提高[23]。第三階段加工硬化率迅速下降，主要是鐵素體和馬氏體的變形起作用，這個階段的TRIP效應不明顯[24]。

圖7 預處理1.0Al鋼臨界退火后的加工硬化曲線Fig.7 Work hardening curves of the pretreated 1.0Al steel after intercritical annealing

3 結論

1) 依據熱力學計算，設計了3種不同預處理工藝，獲得的預處理組織分別為：鐵素體+塊狀殘留奧氏體(700 ℃預處理10 min)、鐵素體+馬氏體+少量殘留奧氏體(800 ℃預處理5 min)和馬氏體+少量碳化物(900 ℃預處理5 min)。不同預處理試樣臨界退火后，獲得不同形貌的殘留奧氏體，700 ℃預處理+臨界退火試樣得到塊狀殘留奧氏體，其他兩種工藝下為膜狀殘留奧氏體。

2) 預處理工藝對力學性能有顯著影響，800 ℃預處理+臨界退火試樣擁有最佳力學性能，屈服強度為840 MPa，抗拉強度為1121.5 MPa，伸長率為33.25%，強塑積達到37.29 GPa·%。

3) 殘留奧氏體形貌對中錳鋼加工硬化性能有顯著影響，700 ℃預處理+臨界退火試樣中塊狀殘留奧氏體穩(wěn)定性較差，表現出高的加工硬化率，但持續(xù)的區(qū)間較短；而800 ℃預處理+臨界退火試樣的膜狀殘留奧氏體穩(wěn)定性更好，試樣呈現較高的加工硬化率且持續(xù)區(qū)間較長。