1.5Al中錳鋼短時臨界退火后的組織與性能

馮繼科， 定 巍， 李 巖， 張光瑩， 張 楠

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

中錳鋼作為第三代先進高強鋼的代表，深受廣大學(xué)者青睞[1-8]。然而，典型中錳鋼(通常為0.15%-0.5%C，0.5%-8%Mn)[9-13]的退火溫度相對較低，而組織中Mn元素分配速度緩慢，為了得到含量較高的殘留奧氏體需采取長時間的退火。孫榮民等[14]對0.2C -5Mn中錳鋼進行臨界退火360 min后，殘留奧氏體為30%，強塑積達到44.5 GPa·%。然而長時間的退火不僅產(chǎn)生大量的能源消耗與節(jié)能環(huán)保的理念不符，而且不能在連續(xù)退火生產(chǎn)線上實現(xiàn)。因此，在傳統(tǒng)的中錳鋼基礎(chǔ)上添加Al元素形成了現(xiàn)在主流研究的C-Mn-Al系中錳鋼[15]。

楊麗芳等[16]對0.52C-7.75Mn-2.78Al中錳鋼進行臨界退火的相關(guān)研究，最終在650～750 ℃退火30 min后強塑積超過30 GPa·%。朱延山等[17]對熱軋中錳鋼(0.3C-3Al-5Mn)經(jīng)760 ℃保溫60 min臨界退火處理后，抗拉強度為930.6 MPa，斷后伸長率為46.6%。以上研究雖然明顯提高了中錳鋼的綜合力學(xué)性能，然而較長的臨界退火時間還是無法滿足實際工業(yè)生產(chǎn)對臨界退火時間的要求。

基于以上研究，結(jié)合最佳退火工藝的熱力學(xué)計算，本文設(shè)計試驗對冷軋含鋁中錳鋼進行臨界退火處理，探索退火溫度對其組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能變化規(guī)律的影響。進一步研究短時間(3 min)臨界退火后中錳鋼的力學(xué)性能，進而為中錳鋼力學(xué)性能的優(yōu)化提供新思路。

1 試驗材料與方法

試驗鋼實際成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為0.19C、5.25Mn、1.56Al、0.59Si，余量Fe。首先將鋼錠在箱式加熱爐中1200 ℃加熱1 h，隨后熱軋直至3 mm厚，最終經(jīng)過冷軋使鋼板達到1.4 mm厚。利用FactSage?FSstel8.0數(shù)據(jù)庫計算確定試驗鋼的臨界相變點，計算得A1、A3和Acm分別為493、871和660.5 ℃。將冷軋板在高溫鹽浴爐中進行退火處理，基于熱力學(xué)計算結(jié)果，臨界退火溫度分別為700、730、760、790、820 ℃，臨界退火時間為3 min。具體工藝示意圖如圖1所示。

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Diagram of heat treatment process

使用掃描電鏡(SEM，ZEISS-Gemini 300)進行組織結(jié)構(gòu)表征。掃描電鏡試樣經(jīng)過金相打磨和拋光后，用電解溶液(15%的高氯酸)進行腐蝕。X射線衍射儀(XRD, Bruker D8 ADVANCE)用來測量殘留奧氏體的體積分數(shù)。為了防止金相研磨和拋光過程中可能發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變，從而干擾殘留奧氏體含量的精準(zhǔn)測定，因此，本試驗中對試驗鋼采取電解拋光的處理方式。衍射圖譜經(jīng)過軟件處理后得到相應(yīng)數(shù)據(jù)，使用Pearson的最小二乘法擬合確定鐵素體/馬氏體(bcc)的(200)和(211)峰以及奧氏體(fcc)的(200)、(220)和(311)峰的積分強度VII型函數(shù)，并根據(jù)下式計算殘留奧氏體的體積分數(shù)(Vγ)[18-19]：

式中：R和I分別為計算得出的某個峰的理論強度和試驗強度；q為奧氏體峰的數(shù)量；p為鐵素體/馬氏體峰的數(shù)量。

將退火處理后的試驗鋼切割為標(biāo)距長度L0=25 mm，寬度b=6.5 mm的狗骨狀拉伸試樣，單向拉伸試驗在CMT-30電子試驗機上展開，應(yīng)變速率為6.67×10-4s-1，負荷為300 kN，測試試樣的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱力學(xué)平衡相及工藝窗口分析

圖2是利用FactSage?FSstel8.0數(shù)據(jù)庫計算得到的試驗鋼的殘留奧氏體體積分數(shù)(FRA)和Ms溫度與退火溫度的關(guān)系。根據(jù)文獻[20]臨界退火最佳工藝窗口應(yīng)滿足：殘留奧氏體含量處于20%～40%的范圍之內(nèi)；Ms溫度在-60～-20 ℃；溫度工藝窗口范圍大于20 ℃。如圖2所示，當(dāng)臨界退火溫度為680 ℃時，殘留奧氏體體積分數(shù)可達到最高值35.2%，但該溫度高于Ms最佳工藝窗口范圍，即奧氏體穩(wěn)定性不足。本試驗鋼滿足上述3條的最佳工藝窗口在640～670 ℃范圍內(nèi)。實際臨界退火由于時間短，會偏離熱力學(xué)平衡狀態(tài)，其最佳臨界退火溫度會右移50～100 ℃[21]。因此，本文最終選擇了Acm～A3之間的5個退火溫度700、730、760、790、820 ℃來研究臨界退火工藝的影響。

圖2 試驗鋼的殘留奧氏體體積分數(shù)和Ms溫度與退火溫度的關(guān)系Fig.2 Relation between volume fraction of retained austenite, Mstemperature and annealing temperature of the tested steel

2.2 臨界退火溫度對微觀組織的影響

不同退火溫度下，試驗鋼組織結(jié)構(gòu)發(fā)生改變從而間接影響其力學(xué)性能。中錳TRIP鋼在臨界退火期間馬氏體會發(fā)生逆轉(zhuǎn)變生成奧氏體，其中一部分會保留至室溫，碳化物則主要富集于鐵素體晶界和界內(nèi)，由升溫過程中回火產(chǎn)生。如圖3(a)所示，在700 ℃下進行臨界退火時，其組織構(gòu)成為鐵素體、奧氏體以及少量碳化物，處于最佳工藝窗口溫度左側(cè)，即碳化物未完全溶解區(qū)；當(dāng)臨界退火溫度增加至730 ℃時，碳化物基本消失，室溫組織主要為鐵素體、奧氏體，殘留奧氏體含量明顯升高，處于最佳工藝窗口范圍內(nèi)，如圖3(b)所示；試樣在760 ℃下臨界退火時，組織由鐵素體、奧氏體及馬氏體組成，如圖3(c)所示，處于最佳工藝窗口右側(cè)，奧氏體穩(wěn)定性降低，有馬氏體新相生成；臨界退火溫度達到790～820 ℃時，馬氏體的含量逐漸增加，殘留奧氏體含量明顯降低，如圖3(d，e)所示，其臨界退火溫度更加遠離最佳工藝窗口。結(jié)合圖3形貌與圖2熱力學(xué)計算，在3 min退火條件下，最佳臨界退火溫度對比熱力學(xué)計算的最佳溫度右移約70 ℃。從圖3可以看出，經(jīng)過臨界退火后，冷軋鋼均具有亞微米級的殘留奧氏體和鐵素體。這是因為在臨界退火過程中發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶。

圖3 試驗鋼不同溫度臨界退火3 min后的SEM圖像Fig.3 SEM images of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min(a) 700 ℃; (b) 730 ℃; (c) 760 ℃; (d) 790 ℃; (e) 820 ℃

臨界退火溫度對殘留奧氏體含量的影響如圖4所示，隨著溫度的增加，殘留奧氏體含量總趨勢是先增加后減少，這與圖3掃描電鏡下微觀組織變化規(guī)律一致。由圖4可以看出，臨界退火溫度在730 ℃時，奧氏體含量達到最大，為29.18%，與圖3形貌分析中該溫度處于最佳工藝窗口結(jié)論一致。略低于圖2熱力學(xué)計算的最大殘留奧氏體含量，且溫度顯著右移。

圖4 試驗鋼不同溫度臨界退火3 min后的殘留奧氏體體積分數(shù)Fig.4 Volume fraction of retained austenite in the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

2.3 臨界退火溫度對力學(xué)性能的影響

臨界退火溫度對試驗鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能的影響如圖5所示。由圖5(a)可知，應(yīng)力-應(yīng)變曲線對退火溫度格外敏感：臨界退火溫度為700～760 ℃時，拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)典型的屈服延伸現(xiàn)象；隨著臨界退火溫度的增加，拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線的屈服延伸現(xiàn)象逐漸變?nèi)?790 ℃)；最后完全消失，呈現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象(820 ℃)。結(jié)合圖3不同臨界退火溫度下的微觀組織可知：700 ℃時，組織中存在一定量的碳化物，由于碳化物對位錯的釘扎作用，導(dǎo)致了該溫度下拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線的屈服延伸；隨著臨界退火溫度的進一步提高(730 ℃)，冷軋組織中的位錯密度進一步下降，導(dǎo)致可動位錯密度也隨之下降，因此該溫度下的屈服延伸現(xiàn)象更顯著；當(dāng)臨界退火溫度進一步提高(760～790 ℃)，此時組織中出現(xiàn)了一定量的馬氏體，發(fā)生馬氏體相變時，因為體積膨脹導(dǎo)致馬氏體周圍的鐵素體中可動位錯密度增加，這在一定程度上緩解了屈服延伸現(xiàn)象；隨著臨界退火溫度繼續(xù)提高(820 ℃)，使得組織中馬氏體量達到一定程度時，屈服延伸現(xiàn)象完全消失。

圖5 試驗鋼在不同溫度臨界退火3 min后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)及力學(xué)性能(b)Fig.5 Stress-strain curves(a) and mechanical properties(b) of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

臨界退火溫度對力學(xué)性能的影響規(guī)律如圖5(b)所示?？估瓘姸入S著臨界退火溫度的提高呈增加趨勢，屈服強度呈現(xiàn)下降趨勢，伸長率則先增加后降低。這是由于臨界退火過程中，隨著臨界退火溫度的提高，一方面鐵素體中的碳化物逐漸溶解，同時碳、錳等強化元素原子也加速從鐵素體擴散到奧氏體中，這導(dǎo)致鐵素體的強度下降，屈服強度也隨著下降；另一方面，隨著臨界退火溫度的升高，逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性下降，最終組織中馬氏體的含量也逐漸增加，從而導(dǎo)致抗拉強度隨臨界退火溫度升高而增加。由圖4可知，隨著臨界退火溫度升高，組織中的殘留奧氏體呈現(xiàn)先增加后下降的趨勢，730 ℃退火試樣中殘奧含量最高(29.18%)，因此該試樣擁有最大的伸長率。

圖6為目前研究開發(fā)的中錳鋼在各自最佳臨界退火溫度下經(jīng)不同時間退火后的強塑積。從圖6可以發(fā)現(xiàn)，盡管本論文所使用的試驗鋼退火時間短(僅有3 min)，但是強塑積卻突破了43 GPa·%。這幾乎可以與不含Al中錳鋼退火6 h后的力學(xué)性能相當(dāng)[14]。Al元素的加入，極大地減少了臨界退火所需時間，還能保障中錳鋼的力學(xué)性能。使得試驗方案更滿足當(dāng)前連續(xù)退火工藝對時間的要求，這有助于中錳鋼由試驗研究進入工業(yè)生產(chǎn)。

圖6 中錳鋼在各自最佳臨界退火溫度下經(jīng)不同時間退火后的強塑積Fig.6 Product of strength and elongation of medium manganese steels after annealing at respective optimum intercritical annealing temperatures for different time

3 結(jié)論

1) 0.2C-5Mn-0.5Si-1.5Al鋼經(jīng)熱力學(xué)計算得到最佳工藝窗口為640～670 ℃。短時間的臨界退火雖未達到熱力學(xué)平衡狀態(tài)，但其計算理論仍適用于指導(dǎo)退火工藝，實際最佳臨界退火溫度右移約70 ℃。

2) 經(jīng)臨界區(qū)(700、730、760、790、820 ℃)短時間(3 min)退火，低溫階段(700 ℃)處于碳化物未完全溶解階段，高溫階段(760～820 ℃)處于奧氏體不穩(wěn)定階段，其中730 ℃滿足最佳窗口溫度，即碳化物完全溶解且奧氏體足夠穩(wěn)定，沒有馬氏體新相生成，組織由鐵素體和奧氏體構(gòu)成。在730 ℃進行臨界退火可獲得最優(yōu)力學(xué)性能，抗拉強度約為1041 MPa，屈服強度為921 MPa，斷后伸長率為42%，強塑積接近43 GPa·%。