預淬火對冷軋Fe- 0.15C- 7Mn鋼板力學性能的影響

張 潔 岑瓊瑛 汪 楊 張 梅

(上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444)

近年來，汽車行業(yè)快速發(fā)展，為了提高汽車的安全性及實現(xiàn)節(jié)能減排，汽車的設計制造正向輕量化方向發(fā)展。中錳鋼是第三代先進高強度鋼，兼具高強度和高塑性，能在保證車身強度和安全性的同時降低車身質(zhì)量，實現(xiàn)汽車輕量化，近年來受到了廣泛關注。早在2009年，根據(jù)多相、亞穩(wěn)、多尺度的“M3”組織調(diào)控理論，董瀚團隊采用逆相變退火工藝和中錳合金化技術研制出了第三代先進高強鋼，其強塑積高達30 GPa·%[1]?，F(xiàn)已研究的中錳鋼的Mn質(zhì)量分數(shù)為4%～12%[2]，斷后伸長率為15%～85%，強塑積達30～70 GPa·%[3]，主要強塑機制為相變誘導塑性(transformation induced plasticity, TRIP)效應[4]。TRIP效應受奧氏體含量及其穩(wěn)定性的影響，而奧氏體穩(wěn)定性主要決定于其化學成分、晶粒尺寸和形貌、周圍組織及強度、變形溫度等[5]。

目前研究的中錳鋼雖能獲得較高的強度和塑性，但也存在明顯的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象。呂德斯帶是中錳鋼變形過程中常見的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象。會導致鋼材表面起伏不平，形成條帶狀褶皺，影響沖壓件表面質(zhì)量和使用性能，因此消除塑性失穩(wěn)對中錳鋼的工業(yè)應用十分必要。目前的研究表明[6- 7]，塑性失穩(wěn)與中錳鋼的化學成分、初始組織、熱處理工藝、變形溫度、變形速率等密切相關。熱處理是調(diào)控中錳鋼組織的重要手段[8-10]，且能抑制其塑性失穩(wěn)。本文通過預淬火和臨界退火優(yōu)化中錳鋼組織，在保證力學性能的前提下完全消除了呂德斯帶，大大降低了塑性失穩(wěn)的影響，因而使用性能得以大幅度提升。

1 試驗材料和方法

1.1 試樣制備

研究用Fe- 0.15C- 7Mn鋼采用100 kg真空感應爐熔煉。鑄錠在1 250 ℃均勻化處理2 h，隨后熱鍛至30 mm厚，熱軋至3 mm厚，再冷軋至1.5 mm后進行熱處理，其化學成分如表1所示。采用相變膨脹法測定了Fe- 0.15C- 7Mn鋼的相變點Ac1、Ac3和Ms，分別為568、748和239 ℃。采用兩種工藝熱處理：一是臨界退火，即在630 ℃加熱1、2、4和8 h后空冷至室溫；二是預淬火后臨界退火，即在800 ℃奧氏體化30 min后水淬，然后按上述工藝臨界退火。兩種熱處理工藝如圖1所示。

表1 Fe- 0.15C- 7Mn鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the Fe- 0.15C- 7Mn steel(mass fraction) %

圖1 Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的臨界退火(a)和淬火后臨界退火(b)工藝Fig.1 Intercritical annealing process(a) and hardening and then intercritical annealing process(b) for the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheet

1.2 試驗方法

采用D/max- 2550型X射線衍射儀(X-ray diffractometer, XRD)測定奧氏體體積分數(shù)，使用Cu靶，Kα射線，掃描步長為1 (°)/min，掃描角度2θ為40°～100°。金相試樣經(jīng)打磨后在體積分數(shù)為20%的高氯酸酒精溶液中電解拋光15 s，電壓為20 V。采用Zeiss掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope, SEM)和能譜儀(energy dispersive spectroscope, EDS)對試樣進行顯微組織觀察和成分分析。采用MTS拉伸試驗機進行室溫單軸拉伸試驗，拉伸速率為0.02 mm/s。沿鋼板縱向取樣并制備拉伸試樣，標距為15 mm，寬20 mm，厚1.4 mm。采用數(shù)字圖像相關(digital image correlation, DIC)技術以2幀/s的速率記錄拉伸過程中任意時刻的變形數(shù)字圖像。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

圖2為Fe- 0.15C- 7Mn鋼板冷軋后和800 ℃淬火后的顯微組織?？梢钥闯?，冷軋態(tài)顯微組織為變形馬氏體，無奧氏體和析出物，淬火態(tài)顯微組織為板條馬氏體。

圖2 冷軋(a)和800 ℃水淬(b)的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的顯微組織Fig.2 Microstructures of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets cold- rolled(a) and water- quenched from 800 ℃(b)

經(jīng)630 ℃臨界退火及水淬后630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的顯微組織如圖3所示。退火后組織均主要為鐵素體和奧氏體，還有少量未溶解的碳化物，隨著退火時間的延長，碳化物逐漸溶解。可以發(fā)現(xiàn)，630 ℃臨界退火的試驗鋼板的顯微組織形態(tài)主要為等軸狀，而水淬后臨界退火的鋼板顯微組織形態(tài)主要為板條狀，這主要是預淬火所致。軋制過程中，在施加的外力作用下，原組織因應力集中而破碎細化，為后續(xù)退火過程中的逆相變提供形核點并加速逆相變，且其較高的形變儲能為退火過程中的回復和再結晶提供足夠的驅(qū)動力，再結晶程度提高，因此退火時間相同的鋼板，原纖維狀冷軋組織完全或部分被回復再結晶晶粒所覆蓋[11]。而預淬火后臨界退火的鋼板，其冷軋組織形變儲能降低，退火過程中的再結晶程度降低，退火后大部分組織仍呈板條狀。此外，預淬火后630 ℃臨界退火8 h的鋼板有明顯的馬氏體組織，說明鋼板奧氏體的穩(wěn)定性明顯下降，在退火后的冷卻過程中發(fā)生了馬氏體相變。

圖3 630 ℃臨界退火1(a)、2(b)、4(c)和8 h(d)及水淬后630 ℃臨界退火1(e)、2(f)、4(g)和8 h (h)的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的顯微組織Fig.3 Microstructures of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets intercritically annealed at 630 ℃ for 1(a)，2(b)，(c) and 8 h (d), and water quenched and then intercritically annealed at 630 ℃ for 1(e)，2(f)，4(g) and 8 h(h)

對水淬后630 ℃臨界退火1 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板進行能譜分析，結果如圖4所示。圖4表明，鐵素體區(qū)(譜2)的Mn質(zhì)量分數(shù)僅為4.25%，奧氏體區(qū)(譜3)的Mn質(zhì)量分數(shù)為9.90%，說明臨界退火過程中發(fā)生了明顯的Mn的再分配。奧氏體中Mn含量的提高有利于提高其穩(wěn)定性，退火后能保留至室溫[12]。另外，譜1所在位置的組織形貌與譜2和譜3不同，其Mn質(zhì)量分數(shù)為7.74%，可能是馬氏體；譜1與譜3所在位置的奧氏體相比，晶粒尺寸相差不大，但其Mn含量低，導致其奧氏體穩(wěn)定性較差，因此在退火后的冷卻過程中，譜1所在位置的奧氏體先于譜3所在位置發(fā)生了馬氏體相變。

圖4 水淬后630 ℃臨界退火1 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的SEM形貌(a)和能譜分析(b)Fig.4 SEM morphology(a) and EDS analysis(b) of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets water quenched and then intercritically annealed at 630 ℃ for 1 h

采用X射線衍射測定的630 ℃臨界退火及水淬后630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的奧氏體體積分數(shù)如圖5所示?？梢钥闯觯S著退火時間的延長，奧氏體體積分數(shù)均先增加后減少。這是由于退火初期，退火時間的延長使奧氏體充分形核長大，從而奧氏體體積分數(shù)增加；但隨著退火時間的延長，晶粒逐漸長大，導致其穩(wěn)定性下降，從而使保留至室溫的奧氏體體積分數(shù)減少。退火時間較短的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板，僅臨界退火后的鋼板奧氏體體積分數(shù)高于水淬并臨界退火后的鋼板。其原因是，冷軋組織較快的逆相變加速了馬氏體逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，并促進馬氏體中過飽和碳配分到奧氏體中，提高了奧氏體穩(wěn)定性，從而使保留至室溫的奧氏體體積分數(shù)增加。退火時間進一步延長，鋼板奧氏體更接近平衡狀態(tài)，水淬后臨界退火的板條狀奧氏體比僅經(jīng)臨界退火的等軸狀奧氏體穩(wěn)定性好，從而導致其奧氏體體積分數(shù)更高。

圖5 630 ℃臨界退火及水淬后630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的奧氏體含量Fig.5 Austenite contents of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets intercritically annealed at 630 ℃, and water quenched and then intercritically annealed at 630 ℃

2.2 力學性能

經(jīng)630 ℃臨界退火及水淬后630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的力學性能如圖6所示。圖6表明，僅經(jīng)臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板屈服強度為800～1 200 MPa，而經(jīng)水淬后臨界退火的鋼板屈服強度均低于800 MPa。臨界退火8 h的鋼板抗拉強度最高，強塑積和斷后伸長率的變化趨勢一致。有研究表明，中錳鋼的強塑積基本與奧氏體含量呈線性關系[1]，退火時間過短時，奧氏體不能大量形成且穩(wěn)定性過高，拉伸過程中不易發(fā)生TRIP效應。退火時間過長，并不能使奧氏體含量超過其平衡值，且晶粒長大，奧氏體穩(wěn)定性下降，也不利于改善塑性。只有退火時間適中才能形成足夠的具有一定穩(wěn)定性的奧氏體，在大應變范圍內(nèi)持續(xù)發(fā)生TRIP效應，從而顯著提高鋼板的性能。因此，由于僅經(jīng)630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板逆相變速率較快，退火1 h就產(chǎn)生了大量具有適當穩(wěn)定性的奧氏體，強塑積達到最大值(37 GPa·%)；而水淬后在630 ℃臨界退火4 h才獲得較多具有適當穩(wěn)定性的奧氏體，強塑積達到最大值(38 GPa·%)。鋼板的最佳力學性能均達到了第三代先進高強度鋼的水平。

圖6 630 ℃臨界退火(a)及水淬后630 ℃臨界退火(b)的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的力學性能Fig.6 Mechanical properties of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets intercritically annealed at 630 ℃(a), and water quenched and then intercritically annealed at 630 ℃ (b)

2.3 呂德斯應變分布

采用數(shù)字圖像相關技術表征了Fe- 0.15C- 7Mn鋼板在拉伸過程中的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象。圖7為630 ℃臨界退火2 h及水淬后630 ℃臨界退火2 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的應變增量圖。對比可知，僅經(jīng)臨界退火的鋼板有較大的呂德斯應變，而水淬后再臨界退火的鋼板拉伸階段表現(xiàn)為連續(xù)屈服，沒有呂德斯應變。這主要是由于冷軋組織在退火過程中碳化物隨著退火時間的延長而逐漸溶解，部分碳原子擴散到鐵素體中，從而使鐵素體中能形成柯氏氣團的碳原子增多，導致呂德斯應變較大。而淬火態(tài)組織在退火過程中，奧氏體在馬氏體邊界形核，細晶組織為碳原子的擴散提供了更短的距離和更大的界面，大部分碳原子從馬氏體擴散到奧氏體中，鐵素體含碳量較低，降低了形成柯氏氣團的碳原子數(shù)[13]，從而抑制了呂德斯帶的產(chǎn)生。

圖7 630 ℃臨界退火2 h(a)及水淬后630 ℃臨界退火2 h(b)的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的應變增量圖Fig.7 Strain increment diagrams of the Fe- 0.15C- 7Mn steel sheets intercritically annealed at 630 ℃ for 2 h(a), and water quenched and then intercritically annealed at 630 ℃ for 2 h(b)

3 結論

(1)冷軋Fe- 0.15C- 7Mn鋼板經(jīng)630 ℃臨界退火及水淬后630 ℃臨界退火的顯微組織主要為鐵素體和奧氏體，臨界退火的鋼板顯微組織形態(tài)以等軸狀為主，而水淬后臨界退火的鋼板顯微組織形態(tài)主要為板條狀；鋼板奧氏體體積分數(shù)均隨著退火時間的延長先升高后降低。

(2)經(jīng)630 ℃臨界退火的鋼板屈服強度高于水淬后630 ℃臨界退火的鋼板，強塑積和斷后伸長率的變化趨勢一致，均隨著退火時間的延長先升高后降低；由于較快的逆相變速率，630 ℃臨界退火1 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的強塑積達到了最大值37 GPa·%，而水淬后630 ℃臨界退火4 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板的最大強塑積為38 GPa·%，均達到了第三代先進高強鋼的水平。

(3)僅經(jīng)630 ℃臨界退火的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板具有較大的呂德斯帶，但預淬火后臨界退火的鋼板在確保力學性能的同時消除了呂德斯帶。