淬火后的逆相變退火溫度對5%Mn冷軋中錳鋼組織與性能的影響

樊立峰， 亢 澤， 賈麗英， 徐惠敏， 高 軍

(1. 內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051;2. 內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué) 稀土金屬材料工程研究中心， 內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051;3. 河鋼集團(tuán)邯鋼公司 技術(shù)中心， 河北 邯鄲 056015;4. 內(nèi)蒙古包鋼鋼聯(lián)股份有限公司薄板坯連鑄連軋廠， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

隨著汽車輕量化、安全性能和節(jié)能減排方面的要求不斷提高[1]，汽車用鋼的發(fā)展也隨之加快，其發(fā)展歷程可分為第一代、第二代以及第三代汽車鋼。第一代汽車鋼是目前使用最廣、應(yīng)用最多的鋼種，但是第一代汽車鋼的強(qiáng)塑積普遍較低，一般小于15 GPa·%，無法滿足人們對汽車安全性更高的要求[2-3]；第二代汽車鋼以TWIP鋼為代表，其強(qiáng)塑積較高，為50～70 GPa·%[4]，但需要加入較多的Mn，通常還需要加入含量較高的Al、Si、Cu、Ni、V等微合金元素[5-6]，相對于第一代汽車鋼合金化成本高，且冶煉和軋制過程較為復(fù)雜，不利于批量化生產(chǎn)[7-8]；第三代汽車鋼的強(qiáng)塑積介于第一代和第二代汽車鋼之間，為20～50 GPa·%[4,9]，而且第三代汽車鋼的合金元素含量以及生產(chǎn)成本都小于第二代汽車鋼，更加符合工業(yè)化生產(chǎn)要求[10-12]。

第三代汽車鋼的發(fā)展有利于汽車工業(yè)節(jié)能減排，可以有效提高汽車的安全性能。中錳鋼是目前第三代汽車鋼中最具潛力的鋼種之一，具有高強(qiáng)度和高塑性的特點(diǎn)，符合先進(jìn)高強(qiáng)汽車鋼發(fā)展要求，備受各國學(xué)者關(guān)注。董瀚等[13-14]提出了多相(Multi-phase：超細(xì)晶鐵素體、馬氏體和奧氏體的多相組織)、亞穩(wěn)(Meta-stable：殘留奧氏體的形成及合金的固溶強(qiáng)化)、多尺度(Multi-scale：對晶粒尺寸、板條寬度、位錯(cuò)密度和層錯(cuò)等微觀組織的調(diào)控)的M3組織調(diào)控技術(shù)，國內(nèi)外很多專家學(xué)者依據(jù)此調(diào)控技術(shù)，研發(fā)出了強(qiáng)塑積超過20 GPa·% 的第三代汽車鋼。本文以5%Mn冷軋中錳鋼為原料，通過改變逆相變退火溫度，研究了不同溫度退火后組織的演變規(guī)律，分析了逆相變退火工藝對中錳鋼屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長率以及強(qiáng)塑積的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為冷軋態(tài)5%Mn中錳鋼，其化學(xué)成分如表1 所示，利用DSC差熱分析法測得試驗(yàn)鋼Ac1=591 ℃，Ac3=736 ℃，據(jù)此制定的熱處理工藝如圖1所示。將冷軋板在930 ℃保溫20 min水淬火后，分別在660、665、675、685 ℃保溫30 min空冷至室溫，研究逆相變退火溫度對5%Mn冷軋中錳鋼組織和性能的影響。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

圖1 試驗(yàn)鋼的熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment process for the tested steel

采用SHT-4605型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)對逆相變退火后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)結(jié)束后，從試樣夾頭部位取樣，利用GX51F倒置式光學(xué)顯微鏡、FEI QUANTA650型場發(fā)射掃描電鏡和FEI TecnaiG2F20透射電鏡分析微觀組織演變，并利用布魯克D8 Advancex型X射線衍射儀測量試驗(yàn)鋼中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 退火溫度對顯微組織的影響

試驗(yàn)鋼冷軋板的微觀組織如圖2所示。由圖2(a)可以看出，經(jīng)過冷軋后試驗(yàn)鋼的組織主要由白色的鐵素體和黑色的馬氏體組成。由圖2(b)可以看出，冷軋之后等軸鐵素體被拉長為條帶狀的變形鐵素體，同時(shí)馬氏體為板條狀。

圖2 試驗(yàn)鋼冷軋板的顯微組織Fig.2 Microstructure of the cold-rolled sheet

冷軋板經(jīng)過930 ℃×20 min水淬后的組織只有板條馬氏體，如圖3所示。可以看出，淬火后的組織為完全板條馬氏體，并未發(fā)現(xiàn)其他組織，而且板條馬氏體附近有白色的碳化物析出。

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)930 ℃×20 min淬火后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after quenching at 930 ℃ for 20 min

圖4和圖5分別為淬火板經(jīng)過不同溫度逆相變退火后的顯微組織和XRD分析結(jié)果。由圖4(a, b)可以看出，經(jīng)過660 ℃逆相變退火后，試驗(yàn)鋼的組織主要為超細(xì)晶鐵素體以及板條狀馬氏體的雙相混合組織，超細(xì)晶鐵素體平均晶粒尺寸為0.25 μm，馬氏體板條的平均寬度為0.26 μm。實(shí)驗(yàn)室前期研究發(fā)現(xiàn)[7,15]，在退火溫度較低(625 ℃)時(shí)組織中會(huì)出現(xiàn)片狀?yuàn)W氏體，但溫度升高到660 ℃時(shí)并未發(fā)現(xiàn)組織中有片狀?yuàn)W氏體的存在。這主要是因?yàn)橥嘶饻囟壬叩?60 ℃以后，鋼中C元素配分比較均勻，并未出現(xiàn)大量C在奧氏體中偏聚的情況[16]。經(jīng)過逆相變退火后組織中有一部分馬氏體破裂形成超細(xì)晶鐵素體，通過圖4(b)可以看到，在超細(xì)晶鐵素體晶界處有碳化物析出，這些碳化物在一定程度上抑制了超細(xì)晶鐵素體的長大[17-18]。由圖5可知，由于660 ℃退火溫度較低，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)較少，為5.62%。

圖4 試驗(yàn)鋼不同溫度逆相變退火后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures(a,b) 660 ℃; (c,d) 665 ℃; (e,f) 675 ℃; (g,h) 685 ℃

由圖4(c, d)可以看出，665 ℃逆相變退火后的組織主要為超細(xì)晶鐵素體、少量未破裂的馬氏體以及奧氏體，超細(xì)晶鐵素體的平均晶粒尺寸為0.28 μm，馬氏體板條的平均寬度為0.26 μm。由于逆相變退火過程中板條馬氏體破裂形成超細(xì)晶鐵素體，馬氏體板條內(nèi)位錯(cuò)密度降低。但在隨后的冷卻過程中，由于馬氏體相變而發(fā)生膨脹，使得超細(xì)晶鐵素體中生成一部分新的位錯(cuò)[19]。退火溫度上升，鐵素體晶界上的碳化物部分溶解，為奧氏體形核提供了足夠的能量，與此同時(shí)，由XRD圖譜(如圖5所示)可知，此時(shí)奧氏體峰較高且峰面積較大，而EDS線掃描結(jié)果(如圖6所示)可知奧氏體中C、Mn含量明顯高于周圍組織，說明C、Mn元素向奧氏體中擴(kuò)散，使奧氏體穩(wěn)定性增加，保留到室溫下的奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加到24.24%。

圖5 試驗(yàn)鋼不同溫度逆相變退火后的XRD圖譜(a)和奧氏體體積分?jǐn)?shù)(b)Fig.5 XRD patterns(a) and volume fraction of austenite(b) of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures

圖6 試驗(yàn)鋼在665 ℃逆相變退火后的奧氏體線掃描分析Fig.6 Line scanning analysis of austenite in the tested steel after reverse phase transformation annealing at 665 ℃

由圖4(e, f)可以看出，逆相變退火溫度升高到675 ℃后，板條馬氏體幾乎完全破裂，退火后的組織主要為超細(xì)晶鐵素體和奧氏體，馬氏體含量減少。超細(xì)晶鐵素體平均晶粒尺寸為0.30 μm，馬氏體板條平均寬度為0.28 μm，塊狀?yuàn)W氏體平均晶粒尺寸為0.30 μm。退火溫度升高到675 ℃時(shí)，碳化物幾乎完全溶解，為奧氏體的形成提供了充足的能量，但由于退火溫度升高，晶粒尺寸增大，與此同時(shí)奧氏體中的C、Mn含量減少，這就使得部分尺寸較大的塊狀?yuàn)W氏體穩(wěn)定性較差[20]，在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此675 ℃逆相變退火后，保留到室溫下的奧氏體體積分?jǐn)?shù)相對于665 ℃逆相變退火后有所下降，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)為22.34%。

由圖4(g, h)可以看出，逆相變退火溫度升高到685 ℃后，組織主要為板條馬氏體、超細(xì)晶鐵素體以及少量奧氏體組織，且鐵素體和奧氏體體積分?jǐn)?shù)均很少，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)只有4.43%。這主要是因?yàn)橥嘶饻囟壤^續(xù)升高，奧氏體尺寸增大，單位體積內(nèi)的C、Mn含量較低使奧氏體穩(wěn)定性變差，在冷卻過程中發(fā)生相變，重新生成板條馬氏體[21]。

2.2 退火溫度對力學(xué)性能的影響

對不同溫度逆相變退火后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行力學(xué)性能測試，結(jié)果如圖7所示。結(jié)合圖4和圖5可以看出，隨退火溫度的增加，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度不斷增加，并在685 ℃逆相變退火后達(dá)到最大值，為1310 MPa。退火溫度從660 ℃增加到665 ℃時(shí)，組織中奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，在拉伸過程中發(fā)生TRIP效應(yīng)，使得抗拉強(qiáng)度有所提升，隨著溫度繼續(xù)提升至675 ℃時(shí)，部分不穩(wěn)定的奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)雖有所降低，但仍可以達(dá)到22.34%，超過20%含量的奧氏體使得TRIP效應(yīng)持續(xù)發(fā)生[22]，因此馬氏體強(qiáng)化和TRIP效應(yīng)的雙重作用使得抗拉強(qiáng)度繼續(xù)升高。退火溫度繼續(xù)上升至685 ℃時(shí)，奧氏體不穩(wěn)定，在冷卻過程中幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，室溫下奧氏體體積分?jǐn)?shù)僅有4.43%，組織中馬氏體含量增加，抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步增加。同時(shí)，在685 ℃退火時(shí)組織中還存在殘留位錯(cuò)，殘留位錯(cuò)與馬氏體相互作用也使得強(qiáng)度進(jìn)一步提高。

圖7 不同溫度逆相變退火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能(a)強(qiáng)度和伸長率;(b)強(qiáng)塑積;(c)工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.7 Mechanical properties of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures(a) strength and elongation; (b) product of strength and plasticity; (c) engineering stress-engineering strain curves

屈服強(qiáng)度隨退火溫度的升高先增加后降低，在675 ℃逆相變退火后達(dá)到最大值，為765 MPa。退火溫度從660 ℃升高到665 ℃時(shí)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，TRIP效應(yīng)占據(jù)主導(dǎo)地位，屈服強(qiáng)度增加。退火溫度繼續(xù)上升至675 ℃時(shí)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)變化不大，但觀察圖7(c)可以發(fā)現(xiàn)，此時(shí)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上有波特文-勒夏特利埃(Portevin-Le Chatelier，PLC)效應(yīng)產(chǎn)生，PLC效應(yīng)的存在會(huì)使得強(qiáng)度提升，屈服強(qiáng)度繼續(xù)上升。退火溫度繼續(xù)上升至685 ℃時(shí)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低，TRIP效應(yīng)不明顯，而且晶粒尺寸增大，使屈服強(qiáng)度降低；另一方面，退火溫度增加使碳化物溶解，降低了對位錯(cuò)變形的釘扎作用，位錯(cuò)密度降低，多方面影響因素使得材料屈服強(qiáng)度降低。

隨著逆相變退火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的伸長率和強(qiáng)塑積均先升高后降低，并在665 ℃逆相變退火后達(dá)到最大值。退火溫度從660 ℃升高到665 ℃時(shí)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加到24.24%，TRIP效應(yīng)持續(xù)產(chǎn)生，拉伸過程中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橛蚕囫R氏體，使得頸縮位置轉(zhuǎn)移，伸長率增加[23-24]。當(dāng)退火溫度升高到675 ℃時(shí)，PLC效應(yīng)對伸長率產(chǎn)生不利影響，因此雖然奧氏體體積分?jǐn)?shù)相較于665 ℃退火時(shí)變化不明顯，但伸長率下降。當(dāng)溫度持續(xù)上升到685 ℃時(shí)，組織主要以板條馬氏體為主，伸長率持續(xù)降低。綜上所述，試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能在665 ℃逆相變退火時(shí)最佳，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)達(dá)到24.24%，抗拉強(qiáng)度為980 MPa，伸長率為23.68%，強(qiáng)塑積達(dá)到了23.21 GPa·%。

3 結(jié)論

1) 5%Mn中錳鋼冷軋態(tài)的組織為鐵素體和馬氏體，經(jīng)930 ℃×20 min奧氏體化淬火后為完全板條馬氏體組織，再經(jīng)660～685 ℃逆相變退火后的組織為超細(xì)晶鐵素體、板條馬氏體和奧氏體。

2) 660 ℃逆相變退火后的試驗(yàn)鋼中組織主要為超細(xì)晶鐵素體和板條狀馬氏體，此時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)為5.62%。退火溫度升高到665 ℃時(shí)，組織主要為超細(xì)晶鐵素體，少量未破裂的馬氏體和奧氏體，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加到了24.24%。退火溫度繼續(xù)升高到675 ℃時(shí)奧氏體體積分?jǐn)?shù)為22.34%；退火溫度進(jìn)一步升高到685 ℃時(shí)組織主要為板條馬氏體，超細(xì)晶鐵素體，以及少量奧氏體，奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低到4.43%。

3) 隨著逆相變退火溫度由660 ℃增加至685 ℃，5%Mn中錳鋼的抗拉強(qiáng)度持續(xù)增加，在685 ℃逆相變退火時(shí)最高，為1310 MPa；屈服強(qiáng)度先升高后降低，在675 ℃逆相變退火時(shí)達(dá)到最大值，為765 MPa；伸長率先升高后降低，在665 ℃逆相變退火時(shí)達(dá)到最大值。

4) 5%Mn中錳鋼冷軋板經(jīng)過930 ℃×20 min淬火和665 ℃×30 min逆相變退火后的綜合力學(xué)性能最佳，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為980 MPa，伸長率為23.68%，強(qiáng)塑積達(dá)到了23.21 GPa·%。