郭俊鋒，周旭東，王順興，李 俊，王 健

(1.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南 洛陽(yáng) 471023;2.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 201900)

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C-Mn鋼冷軋薄板等溫退火微觀組織演變

郭俊鋒1，周旭東1，王順興1，李 俊2，王 健2

(1.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南 洛陽(yáng) 471023;2.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 201900)

利用光學(xué)顯微鏡，探討等溫退火工藝中退火溫度和保溫時(shí)間對(duì)C-Mn鋼組織的影響，尤其是對(duì)鐵素體再結(jié)晶、魏氏體和托氏體相變的影響。研究結(jié)果表明:加熱溫度在750 ℃以下時(shí)，以鐵素體回復(fù)再結(jié)晶為主，退火溫度升高及保溫時(shí)間延長(zhǎng)均能增加鐵素體再結(jié)晶程度，但晶粒長(zhǎng)大不明顯。退火溫度在850 ℃以上時(shí)，相變發(fā)生在冷卻過(guò)程中，以魏氏體、托氏體相變?yōu)橹?，且保溫過(guò)程中奧氏體晶粒越大，冷卻時(shí)魏氏體和托氏體轉(zhuǎn)變量越多，鐵素體含量越少。

退火溫度；顯微組織；回復(fù)再結(jié)晶

0 引言

冷軋薄板具有清潔的外觀、易涂鍍加工及較高的沖壓性能等優(yōu)點(diǎn)，因此廣泛應(yīng)用于汽車、建材、涂鍍鋼板和家電制造等領(lǐng)域[1]。同時(shí)，由于輕量化、高強(qiáng)度產(chǎn)品概念的普及，生產(chǎn)中對(duì)冷軋薄板的質(zhì)量要求不斷提高[2]。退火處理是冷軋鋼板到成品板過(guò)程中必不可少的工序，而退火期間鋼板組織中再結(jié)晶及組織的變化直接影響到成品板的組織和性能[3-4]。

關(guān)于冷卻速度對(duì)退火組織的影響相關(guān)研究較多[5-7]，但退火溫度及保溫時(shí)間對(duì)組織變化的影響研究較少。本文以某廠生產(chǎn)的C-Mn鋼冷軋薄板為研究對(duì)象，研究了退火溫度和保溫時(shí)間對(duì)組織的影響，并分析了組織轉(zhuǎn)變機(jī)理，為制定退火工藝提供參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)所用材料為厚度1.2 mm的C-Mn鋼冷軋薄板，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。用線切割的方法切取試樣，試樣長(zhǎng)、寬、高分別為10.0 mm×70.0 mm×1.2 mm。

表1 C-Mn鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

試驗(yàn)在Gleeble-1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，等溫退火工藝如圖1所示，將試樣快速加熱至退火溫度T并保溫一定時(shí)間t后，以50 ℃/s的冷速冷卻至室溫。具體工藝參數(shù)為：加熱溫度分別取550 ℃、650 ℃、750 ℃、850 ℃、950 ℃，保溫時(shí)間分別取1 s、2 s、5 s、10 s、20 s、50 s、100 s、200 s、500 s、1 000 s。將熱處理后的試樣進(jìn)行研磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕，制備成金相試樣，在OLYMPUSPMG3型倒置式光學(xué)金相顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。

通過(guò)面積測(cè)量室溫組織含量，具體方法(以鐵素體為例)為：運(yùn)用Photoshop軟件對(duì)金相照片進(jìn)行處理，精確選取鐵素體區(qū)域并將色階調(diào)為最高值；再“反向選擇”選取其余區(qū)域并將色階調(diào)為較低值；最后利用Photoshop軟件中的直方圖得到高色階鐵素體區(qū)域的像素?cái)?shù)量，除以圖片總像素的數(shù)量即為鐵素體含量的百分比。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 原始組織觀察

圖2為C-Mn鋼原始金相組織，組織形貌為形變鐵素體和珠光體，形態(tài)是典型纖維狀織構(gòu)冷軋組織，組織為形變鐵素體，晶粒沿軋向伸長(zhǎng)。

圖1 等溫退火工藝圖圖2 C?Mn鋼原始顯微組織

2.2 退火溫度對(duì)組織的影響

試驗(yàn)鋼為冷軋薄板，經(jīng)冷加工塑性變形后內(nèi)部?jī)?chǔ)存了大量的儲(chǔ)存能，在熱力學(xué)上處于非穩(wěn)定的亞穩(wěn)定結(jié)構(gòu)。在加熱過(guò)程中，金屬原子獲得足夠的活動(dòng)能力，克服亞穩(wěn)定狀態(tài)和穩(wěn)定狀態(tài)的位壘，金屬自發(fā)的由冷軋畸變組織狀態(tài)恢復(fù)到變形前的穩(wěn)定無(wú)畸變組織狀態(tài)，即發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶。加熱溫度在奧氏體化以上時(shí)才發(fā)生相變。

利用光學(xué)顯微鏡對(duì)不同退火溫度下保溫1 000 s后，以50 ℃/s冷卻至室溫的試樣進(jìn)行金相組織觀察，結(jié)果如圖3所示。

圖3 不同退火溫度下保溫1 000 s后，以50 ℃/s冷卻至室溫的試樣組織

根據(jù)顯微組織形態(tài)學(xué)以及文獻(xiàn)[8-9]可知：圖3中組織共有白色的鐵素體、黑色的珠光體、灰色的托氏體(極細(xì)片狀珠光體)和片條狀魏氏體；其中，鐵素體為主要組織，托氏體和魏氏體僅在完全奧氏體化后生成。圖3a為退火溫度550 ℃時(shí)的金相照片，經(jīng)1 000 s保溫后鐵素體晶粒只有極少量呈等軸晶，冷軋纖維明顯存在。其原因是溫度較低，組織變化主要為點(diǎn)缺陷的運(yùn)動(dòng)，即間隙原子或空位移動(dòng)到晶界或位錯(cuò)處消失，間隙原子與空位的相遇復(fù)合，因此僅發(fā)生緩慢的鐵素體晶?；貜?fù)再結(jié)晶。圖3b為退火溫度650 ℃時(shí)的金相照片，溫度的升高使原子活動(dòng)能力增強(qiáng)，增加了鐵素體晶?；貜?fù)再結(jié)晶速度，經(jīng)1 000 s保溫后已基本完成再結(jié)晶。圖3c為退火溫度750 ℃時(shí)的金相照片，在此溫度下，原子能力進(jìn)一步增強(qiáng)，不但同一滑移面上異號(hào)位錯(cuò)互相消除，而且不同滑移面上位錯(cuò)還可以攀移和交滑移，從而互相抵消或重新排列成一種能量較低的狀態(tài)，經(jīng)過(guò)無(wú)畸變晶核和可移動(dòng)的大角度晶界的形成及其后的晶界移動(dòng)，形成了新的等軸晶晶粒組織，經(jīng)1 000 s保溫后完全再結(jié)晶，晶粒均勻。圖3d和圖3e分別為退火溫度850 ℃和950 ℃時(shí)的金相照片，此溫度下組織已經(jīng)完全奧氏體化，保溫過(guò)程中組織變化為奧氏體晶粒再結(jié)晶及長(zhǎng)大，在50 ℃/s的冷速下，首先沿原奧氏體晶界析出網(wǎng)狀鐵素體，然后析出片狀鐵素體向奧氏體晶內(nèi)沿有利的界面平行長(zhǎng)大形成魏氏體組織，其余奧氏體在較大的過(guò)冷度下共析生成極細(xì)片片層狀珠光體，即托氏體組織。且越大的奧氏體晶粒越能夠促進(jìn)魏氏體組織形成，越利于托氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生。利用面積測(cè)量鐵素體組織含量(面積分?jǐn)?shù))[10-11]，測(cè)量結(jié)果如表2所示。

表2 鐵素體含量和退火溫度關(guān)系

由表2可知：退火溫度低于750 ℃時(shí)，鐵素體含量很高，且隨溫度增高而有所增加；當(dāng)加熱溫度達(dá)到850 ℃時(shí)，鐵素體含量迅速降低，取而代之的是托氏體。其原因是退火溫度為550 ℃、650 ℃、750 ℃時(shí)(見(jiàn)圖3a～圖3c)，低于共析轉(zhuǎn)變溫度，在保溫過(guò)程中僅發(fā)生鐵素體回復(fù)再結(jié)晶，故退火溫度低時(shí)鐵素體為主要組織。當(dāng)退火溫度為850 ℃、950 ℃時(shí)(見(jiàn)圖3d和圖3e)，組織完全奧氏體化，奧氏體晶粒在1 000 s保溫過(guò)程中充分長(zhǎng)大，冷卻時(shí)先共析鐵素體在奧氏體晶界形核并長(zhǎng)大，與鐵素體晶核接壤的奧氏體內(nèi)碳濃度不斷增加，致使鐵素體相變所需驅(qū)動(dòng)力增加。因此，鐵素體晶核將只能通過(guò)共格界面呈片條狀向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，形成魏氏體組織，并促進(jìn)剩余奧氏體組織在更低的相變溫度下向托氏體組織轉(zhuǎn)變。

2.3 時(shí)間對(duì)組織的影響

不同退火溫度下組織轉(zhuǎn)變類型不同，主要有鐵素體回復(fù)再結(jié)晶和奧氏體回復(fù)再結(jié)晶及相變。故選擇典型溫度750 ℃和850 ℃分析時(shí)間對(duì)組織的影響。

2.3.1 750 ℃時(shí)不同保溫時(shí)間下組織轉(zhuǎn)變

圖4是退火溫度為750 ℃時(shí)保溫不同時(shí)間后試樣的組織。圖4a為保溫1 s后室溫金相照片，鐵素體晶粒部分發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，但冷軋纖維方向依然明顯。圖4b為保溫50 s后金相照片，隨著保溫時(shí)間的增長(zhǎng)，鐵素體回復(fù)再結(jié)晶程度增加，新舊相之間的關(guān)系被破壞，冷軋織構(gòu)帶狀組織逐漸被消除。圖4c為保溫500 s后金相照片，鐵素體再結(jié)晶已完成，組織均勻，且由于珠光體對(duì)鐵素體晶粒起到釘扎作用，限制了鐵素體晶粒的長(zhǎng)大，所以隨著保溫時(shí)間增長(zhǎng)，鐵素體晶粒再結(jié)晶程度增加，但長(zhǎng)大不明顯。

圖4 750 ℃時(shí)保溫不同時(shí)間后，以50 ℃/s冷卻至室溫的試樣組織

2.3.2 850 ℃時(shí)不同保溫時(shí)間下組織轉(zhuǎn)變

圖5是加熱溫度為850 ℃時(shí)保溫不同時(shí)間后試樣的組織。圖5a為保溫1 s后室溫金相照片，升溫過(guò)程中鐵素體晶?；貜?fù)再結(jié)晶已經(jīng)明顯，且由于保溫時(shí)間過(guò)短，因此室溫組織為均勻、等軸鐵素體晶粒。圖5b為保溫50 s后室溫金相照片，隨著保溫時(shí)間的增長(zhǎng)，奧氏體回復(fù)再結(jié)晶程度增加，均勻化提高，冷卻過(guò)程中鐵素體先在奧氏體晶界處形核長(zhǎng)大，與鐵素體晶核接壤的奧氏體內(nèi)碳濃度不斷增加，致使鐵素體相變所需驅(qū)動(dòng)力增加。因此，鐵素體晶核將只能通過(guò)共格界面呈片條狀向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，形成魏氏體組織，并促進(jìn)剩余奧氏體組織在更低的相變溫度下向托氏體組織轉(zhuǎn)變。圖5c為保溫500 s后室溫金相照片，長(zhǎng)時(shí)間保溫使奧氏體晶粒長(zhǎng)大明顯，在冷卻過(guò)程中更易于魏氏體組織形成及托氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生，室溫組織中鐵素體含量明顯減少。

圖5 850 ℃時(shí)保溫不同時(shí)間后，以50 ℃/s冷卻至室溫的試樣組織

利用面積測(cè)量鐵素體組織含量(面積分?jǐn)?shù))，測(cè)量結(jié)果如表3所示。由表3可知：鐵素體含量隨保溫時(shí)間的增長(zhǎng)而快速減少，最終穩(wěn)定在40%左右。其原因是隨著保溫時(shí)間的增加，奧氏體晶粒逐漸長(zhǎng)大，促進(jìn)魏氏體組織的形成，伴隨著魏氏體組織的形成存在明顯的碳原子擴(kuò)散，促使其余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橥惺象w。

表3 鐵素體含量和保溫時(shí)間關(guān)系

2.4 組織演變機(jī)理

鋼被加熱到奧氏體相區(qū)，先共析鐵素體和滲碳體將溶入奧氏體中[12]。由于試驗(yàn)鋼加熱速度較快(200 ℃/s)，短時(shí)保溫時(shí)，碳原子、鐵原子擴(kuò)散程度較低，奧氏體均勻程度較低，故而室溫組織仍以鐵素體為主[13]。隨著保溫時(shí)間的增加，碳原子、鐵原子等沿晶界、相界、位錯(cuò)等缺陷快速擴(kuò)散，奧氏體逐漸均勻化。在冷卻過(guò)程中，按照系統(tǒng)科學(xué)的自組織理論[14]，系統(tǒng)遠(yuǎn)離平衡態(tài)，必然出現(xiàn)隨即漲落。過(guò)冷奧氏體達(dá)到一定過(guò)冷度，將出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳區(qū)的漲落，加上隨即出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲落和能量漲落，一旦滿足形核條件時(shí)，則在貧碳區(qū)架構(gòu)鐵素體核坯的同時(shí)，在富碳區(qū)架構(gòu)滲碳體(或碳化物)的核坯，兩者共析生成，共同組成一個(gè)珠光體的晶核(Fe+Fe3C)。鐵素體片和Fe3C片將同時(shí)長(zhǎng)大，并使各自旁側(cè)的奧氏體中碳濃度發(fā)生不同的變化趨勢(shì)。鐵素體旁側(cè)的奧氏體中，碳原子逐漸增加，有利于滲碳體的形成；滲碳體旁側(cè)的奧氏體中碳原子不斷減少，有利于鐵素體的再形成；這樣輪流出現(xiàn)珠光體不斷長(zhǎng)大。由于共析生成珠光體時(shí)過(guò)冷度較大，產(chǎn)生了極細(xì)片狀珠光體，即托氏體。

3 結(jié)論

(1)加熱溫度≤750 ℃時(shí)，相變發(fā)生在保溫期間，以鐵素體回復(fù)再結(jié)晶及長(zhǎng)大為主，隨退火溫度升高，完全再結(jié)晶所需時(shí)間減少，鐵素體長(zhǎng)大不明顯。退火溫度≥850 ℃時(shí)，相變發(fā)生在冷卻過(guò)程中，以魏氏體、托氏體相變?yōu)橹鳌?/p>

(2)保溫時(shí)間的增長(zhǎng)能夠加大再結(jié)晶程度及相轉(zhuǎn)變量，充分的保溫時(shí)間使組織趨向于穩(wěn)定、均勻。

(3)由于高溫保溫時(shí)奧氏體晶粒充分長(zhǎng)大，冷卻時(shí)發(fā)生魏氏體相變，并產(chǎn)生了托氏體(極細(xì)片珠光體)。

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國(guó)家特大型軸類鍛件損傷控制及工藝參數(shù)穩(wěn)健優(yōu)化方法研究基金項(xiàng)目(51072240)

郭俊鋒(1988-),男,河南淮陽(yáng)人,碩士生;周旭東(1963-),男,遼寧凌海人,教授,博士后,碩士生導(dǎo)師,主要從事金屬塑性成形數(shù)值模擬與物理模擬等方面的研究.

2014-12-08

1672-6871(2015)04-0009-05

TG156.2

A