李秋寒 郭子峰 郭 佳 張 衍 馮 軍 楊 業(yè)

(1.首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院薄板所，北京 100043；2.北京首鋼股份有限公司，河北 遷安 064404；3.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100043)

目前，汽車的輕量化和安全運(yùn)行得到了高度的重視和關(guān)注。先進(jìn)高強(qiáng)鋼兼具高強(qiáng)度與高塑性，被廣泛應(yīng)用于汽車制造[1-3]。與傳統(tǒng)的汽車用先進(jìn)高強(qiáng)鋼相比，中錳鋼的特點(diǎn)在于：殘留奧氏體在形變過程中會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生的TRIP(transformation induced plasticity)效應(yīng)能改善鋼的強(qiáng)度和塑性[4]。已有研究表明:富含碳、錳的殘留奧氏體具有較高的化學(xué)穩(wěn)定性，細(xì)小的片條狀殘留奧氏體具有較高的機(jī)械穩(wěn)定性，適量且穩(wěn)定性良好的殘留奧氏體在形變過程中將產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，顯著提高鋼的力學(xué)性能[5-9]，并改善材料的成形性能和疲勞性能[10-11]。本文研究了模擬的卷取溫度和退火工藝對熱軋中錳鋼組織和力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

為使中錳鋼能產(chǎn)生顯著的TRIP效應(yīng)，必須保證鋼中具有適量且穩(wěn)定的殘留奧氏體，鋼的成分應(yīng)有利于擴(kuò)大奧氏體相區(qū)、提高奧氏體的室溫穩(wěn)定性。

中錳鋼的化學(xué)成分設(shè)計(jì)如表1所示。為確保鋼的表面質(zhì)量和焊接性能，采取了低碳、低硅的成分體系。固溶的碳能提高奧氏體的穩(wěn)定性，硅能促進(jìn)碳在奧氏體中富集，提高奧氏體穩(wěn)定性。錳能使鋼固溶強(qiáng)化，并提高退火后奧氏體的穩(wěn)定性。

表1 試驗(yàn)用中錳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用ZG1-0.05型50 kg真空感應(yīng)爐冶煉試驗(yàn)鋼，將鋼錠加工成3塊尺寸40 mm×150 mm×300 mm的試樣;將試樣加熱至1 250 ℃保溫1 h，采用東北大學(xué)設(shè)計(jì)的550 mm二輥可逆軋機(jī)軋制，終軋溫度為900 ℃;軋后分別水冷至600、630和660 ℃，保溫1 h爐冷至室溫，以模擬卷取工序。

采用SX2-12-10箱式電阻爐對鋼板進(jìn)行退火處理。根據(jù)中錳鋼的平衡相圖，其鐵素體-奧氏體兩相區(qū)溫度范圍為600～730 ℃，確定鋼的退火溫度為600、640、680和730 ℃，退火時(shí)間為1、3、6、10和16 h。參照GB/T 228.1—2010沿鋼板軋制方向線切割標(biāo)距為80 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用MTS810型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對退火前后的鋼進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，研究其力學(xué)性能的變化。試樣經(jīng)打磨、拋光后，分別采用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液和Lepra試劑腐蝕，在LEXT3100激光共聚焦掃描電鏡和JEM-2100F透射電鏡下觀察微觀組織和殘留奧氏體形態(tài)，并采用X-act能譜儀檢測奧氏體成分。采用D8 advance型X射線衍射儀測量殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)。用Leica-Cambridge S-360掃描電鏡進(jìn)行EBSD檢測以揭示鋼中殘留奧氏體的分布。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 卷取溫度對力學(xué)性能和組織的影響

模擬600～660 ℃卷取的中錳鋼的力學(xué)性能如表2所示。表2數(shù)據(jù)表明:隨著卷取溫度的降低，鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度升高，斷后伸長率降低，但強(qiáng)度和斷后伸長率的變化幅度不超過5%。因此，在600～660 ℃卷取對中錳鋼力學(xué)性能的影響很小。

表2 模擬的卷取溫度對中錳鋼力學(xué)性能、M-A島及殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的影響

如圖1所示，模擬不同溫度卷取的中錳鋼的組織較為相似，均由馬氏體、少量貝氏體和殘留奧氏體組成，其中細(xì)小白色M-A島分布彌散。3個(gè)試樣的M-A島體積分?jǐn)?shù)相近，通過XRD測定的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)均為4.5%左右。

圖1 不同模擬溫度卷取的中錳鋼的顯微組織

2.2 退火工藝對組織和性能的影響

2號試樣經(jīng)600、640、680和730 ℃保溫6 h爐冷退火后的力學(xué)性能如圖2(a)所示，隨著退火溫度的升高，鋼的屈服強(qiáng)度降低，斷后伸長率升高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低。680 ℃保溫6 h退火的鋼兼具良好的強(qiáng)度和塑性，強(qiáng)塑積最高。

在680 ℃保溫1、3、6、10和16 h退火的鋼的力學(xué)性能如圖2(b)所示，隨著退火時(shí)間的延長，鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，斷后伸長率先升高后降低，680 ℃退火10 h鋼的斷后伸長率高達(dá)29%，強(qiáng)塑積最高，為25.8 GPa·%。

在退火過程中，中錳鋼發(fā)生奧氏體逆相變，碳和錳向奧氏體中富集，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體[12]。如圖3所示，600 ℃退火6 h與680 ℃退火3 h的鋼的組織相似，730 ℃退火6 h與680 ℃退火10 h的鋼的組織也相似。退火時(shí)間為6 h，隨著退火溫度從600 ℃升高至730 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變得到的板條狀鐵素體逐漸粗化，部分板條狀鐵素體發(fā)生再結(jié)晶，呈多邊形。在680 ℃退火，保溫時(shí)間從3 h延長至16 h，鋼的組織為回火索氏體。

圖2和圖3表明，730 ℃退火6 h與680 ℃退火10 h的鋼的組織雖然相似，但力學(xué)性能卻有較大差異。未經(jīng)退火的試樣與經(jīng)730 ℃退火6 h和680 ℃退火10 h的試樣的殘留奧氏體形貌和分布如圖4所示，圖中藍(lán)色區(qū)域?yàn)闅埩魥W氏體。

圖3 不同工藝退火后中錳鋼的顯微組織

圖2 中錳鋼的力學(xué)性能隨退火溫度(a)和保溫時(shí)間(b)的變化

如圖4所示，中錳鋼經(jīng)退火后室溫穩(wěn)定的殘留奧氏體量顯著增多，且形貌變化明顯。經(jīng)XRD檢測，680 ℃退火10 h的鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為21%，形貌多為片條狀。在退火過程中，片條狀殘留奧氏體以板條馬氏體間機(jī)械穩(wěn)定性極佳的殘留奧氏體和溶解的碳化物為核心，碳和錳等元素經(jīng)馬氏體中高密度位錯(cuò)和馬氏體的板條界向殘留奧氏體中擴(kuò)散，片條狀殘留奧氏體長大。由于馬氏體板條界的限制，殘留奧氏體在長大過程中在板條界擇優(yōu)生長，在同一馬氏體板條束內(nèi)形成的殘留奧氏體具有相同的取向。經(jīng)730 ℃退火6 h的鋼，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為25%，呈塊狀。退火溫度升高，過熱度增大，塊狀殘留奧氏體的形核率增大，在原奧氏體晶界、馬氏體束界和塊界形成塊狀殘留奧氏體核心。繼續(xù)升高退火溫度或延長退火時(shí)間，殘留奧氏體晶粒長大，同一板條束內(nèi)的片條狀?yuàn)W氏體也會(huì)合并成為塊狀殘留奧氏體。

圖4 未經(jīng)退火和經(jīng)不同工藝退火的中錳鋼中殘留奧氏體形貌

殘留奧氏體的穩(wěn)定性顯著影響中錳鋼的TRIP效應(yīng)，穩(wěn)定性過高的殘留奧氏體在形變時(shí)不會(huì)發(fā)生馬氏體相變，難以產(chǎn)生加工硬化。而穩(wěn)定性過低的殘留奧氏體在形變初期即轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，塑性不高。碳和錳向殘留奧氏體中富集提高了殘留奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定性[13]，殘留奧氏體的尺寸、形貌與分布影響其機(jī)械穩(wěn)定性[14]。由于片條狀殘留奧氏體與塊狀殘留奧氏體的形成方式不同，兩者的形貌和成分均存在差異。在透射電鏡暗場下，680 ℃退火10 h和730 ℃退火6 h的中錳鋼中殘留奧氏體形貌如圖5所示，殘留奧氏體和基體的碳、錳含量的能譜檢測結(jié)果列于表3。

圖5 680 ℃退火10 h和730 ℃退火6 h的中錳鋼中殘留奧氏體形貌

由表3可知，經(jīng)退火的鋼中殘留奧氏體的碳和錳含量升高，680 ℃退火10 h的鋼中片條狀殘留奧氏體的碳、錳含量高于730 ℃退火6 h的鋼中塊條狀殘留奧氏體的。

表3 不同工藝退火的中錳鋼中殘留奧氏體的碳和錳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

680 ℃退火10 h的鋼，細(xì)小的片條狀殘留奧氏體具有良好的機(jī)械穩(wěn)定性，富集的碳和錳使殘留奧氏體具有較高的化學(xué)穩(wěn)定性，穩(wěn)定性良好的片條狀殘留奧氏體在受力時(shí)將逐步轉(zhuǎn)變，在較大的應(yīng)變下仍可產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，提高鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率[15]。730 ℃退火6 h的鋼，殘留奧氏體為塊狀，較粗大，機(jī)械穩(wěn)定性差。塊狀殘留奧氏體中碳和錳的含量低于片條狀殘留奧氏體，化學(xué)穩(wěn)定性較差，不利于產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。因此，隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長，中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率發(fā)生波動(dòng)甚至降低。穩(wěn)定性較差的殘留奧氏體在形變初期即迅速轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致鋼的屈服強(qiáng)度降低。

3 結(jié)論

(1)模擬600～660 ℃卷取的中錳鋼的顯微組織為馬氏體、貝氏體和4.5%(體積分?jǐn)?shù))殘留奧氏體，卷取溫度變化不會(huì)顯著影響鋼的力學(xué)性能。

(2)殘留奧氏體的穩(wěn)定性影響殘留奧氏體產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長，中錳鋼中殘留奧氏體的穩(wěn)定性降低，不利于產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。

(3)680 ℃退火10 h最有利于中錳鋼中殘留奧氏體產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，鋼的力學(xué)性能最優(yōu)。