陳連生，房 寧，曹仲乾，楊子旋，李紅斌，潘紅波，田亞強(qiáng)

(1.華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210；2.寧波大學(xué) 沖擊與安全工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，浙江 寧波 315211；3.安徽工業(yè)大學(xué) 冶金減排與資源綜合利用教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，安徽 馬鞍山 243002)

中錳鋼作為第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的典型代表，其力學(xué)性能顯著優(yōu)于第一代，同時(shí)其合金化程度低于第二代先進(jìn)高強(qiáng)鋼[1]，Mn含量一般在3.5%～12%之間[2-3]，具有廣闊的應(yīng)用前景。根據(jù)第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼組織調(diào)控方法“多相、亞穩(wěn)、多尺度”的M3設(shè)計(jì)理念[4]，研究發(fā)現(xiàn)殘留奧氏體組織對(duì)其力學(xué)性能的影響十分顯著。中錳鋼的研究目標(biāo)也是獲得更多室溫下穩(wěn)定存在的殘留奧氏體，通過變形過程中的TRIP效應(yīng)，實(shí)現(xiàn)中錳鋼的增強(qiáng)增塑[5]。目前多采用傳統(tǒng)冷軋或熱軋制備中錳鋼，結(jié)合長(zhǎng)時(shí)間逆相變退火，獲得殘留奧氏體。但是通過此種方法獲得的殘留奧氏體形貌單一，難以在整個(gè)拉伸過程中提供持續(xù)的TRIP效應(yīng)。近年來國(guó)內(nèi)外學(xué)者[6-7]對(duì)中錳鋼的溫軋進(jìn)行了廣泛研究和探索。與冷軋相比，溫軋工藝軋制壓力較小，所獲得材料塑性較高。與熱軋相比，溫軋工藝的加熱溫度較低，中錳鋼能夠同時(shí)獲得板條狀和等軸狀兩種形貌的殘留奧氏體[8]，維持較高的C、Mn元素含量[9-11]，保證殘留奧氏體的穩(wěn)定性[12]，從而提供持續(xù)的TRIP效應(yīng)[13]?；趥鹘y(tǒng)淬火配分工藝[14]，本課題組提出了低碳硅錳鋼兩相區(qū)保溫的IQ&P工藝[15-16]，能夠縮短熱處理時(shí)間，此工藝經(jīng)雙相區(qū)保溫后得到不完全奧氏體，之后經(jīng)過配分淬火能夠獲得適當(dāng)含量與穩(wěn)定性的殘留奧氏體。兩相區(qū)形變可避免出現(xiàn)如逆相變退火過程中長(zhǎng)時(shí)間保溫所導(dǎo)致的殘留奧氏體穩(wěn)定性過高的問題[17]，對(duì)中錳鋼組織和性能的影響十分顯著。

因此，本文以0.1C-7.2Mn中錳鋼為研究對(duì)象，采用兩相區(qū)溫軋結(jié)合淬火配分熱處理工藝，利用SEM、TEM、XRD及室溫拉伸試驗(yàn)等手段，研究?jī)上鄥^(qū)溫軋不同壓下率作用下，淬火配分(Q&P)中錳鋼的室溫組織、碳化物析出、殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)、力學(xué)性能等，為高強(qiáng)塑中錳鋼的制備提供理論依據(jù)和實(shí)踐參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用中錳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.1C、7.2Mn、0.28Si、0.007S、0.007P，余量Fe，其Ac1=580 ℃，Ac3=784 ℃，Ms=323 ℃，Mf=108 ℃。試驗(yàn)鋼在50 kg真空中頻感應(yīng)熔煉爐中熔化后澆鑄，鑄坯經(jīng)鍛造成形，橫截面尺寸為30 mm×30 mm。自鍛坯上切取長(zhǎng)度為150 mm的原始試樣，置于高溫加熱爐中1250 ℃保溫5 h，以使成分均勻。將原始試樣在四輥熱軋機(jī)上經(jīng)5道次熱軋至7.5 mm，開軋溫度1200 ℃，終軋溫度950 ℃，然后空冷至室溫。熱軋板在加熱爐中升溫至660 ℃并保溫3 min，以保證試樣在厚度方向上溫度均勻，將保溫后的7.5 mm熱軋板分別在660 ℃下溫軋(WR)至6、4.5、3和1.5 mm，總壓下率分別為20%、40%、60%和80%。為保證軋制溫度，每道次溫軋后對(duì)試樣進(jìn)行退火處理，保溫1～2 min。溫軋后試樣立即進(jìn)行IQ&P工藝處理，兩相區(qū)660 ℃保溫10 min，鹽浴淬火至配分溫度320 ℃保溫1 min，最后淬火至室溫。試樣溫軋及熱處理過程如圖1(a)所示，熱軋后試樣的初始組織如圖1(b)所示，室溫下為完全馬氏體組織。

圖1 試樣不同壓下率溫軋+熱處理工藝示意圖(a)及熱軋?jiān)嚇映跏冀M織(b)

在數(shù)控電火花線切割機(jī)上沿軋制方向切取金相試樣，進(jìn)行組織形貌觀察。金相試樣經(jīng)砂紙粗磨后，在自動(dòng)拋光機(jī)上進(jìn)行機(jī)械拋光至試樣表明光亮無劃痕，最后經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕3～5 s，在FEI-Scios型掃描電鏡下進(jìn)行組織觀察。自各溫軋IQ&P板材上切取尺寸為10 mm×10 mm的試樣，機(jī)械打磨拋光后，在高氯酸酒精電解液中進(jìn)行電解拋光，利用D/MAX2500PC型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，根據(jù)GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定X射線衍射儀法》的相關(guān)規(guī)定，計(jì)算殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其中的C含量。為確定試樣中碳化物析出情況，在各試樣上分別切取厚度為0.5 mm薄片，機(jī)械打磨至50 μm，雙噴減薄至500 nm以下，在Tecnai TEM G2型透射電鏡下進(jìn)行更細(xì)微的形貌分析。通過萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)各試樣的綜合力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試，紡錘形試樣平行端長(zhǎng)度35 mm，標(biāo)距25 mm，拉伸速度1 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同壓下率溫軋后中錳鋼的顯微組織

對(duì)試樣進(jìn)行不同壓下率溫軋?zhí)幚?，并立即淬火至室溫。不同壓下量試樣的顯微組織如圖2所示，試樣室溫下大部分為馬氏體。隨溫軋壓下率的增大，馬氏體板條取向逐漸完全平行于軋制方向，并且能夠觀察到馬氏體板條明顯細(xì)化。當(dāng)溫軋壓下率達(dá)到80%時(shí)，部分馬氏體板條甚至發(fā)生破碎，同時(shí)為保證軋制溫度，每道次溫軋后，對(duì)試樣進(jìn)行短時(shí)間回火至兩相區(qū)，故此壓下率下保溫時(shí)間略長(zhǎng)，伴隨有少量碳化物析出。

圖2 試樣不同壓下率溫軋淬火后的顯微組織

對(duì)溫軋?jiān)嚇恿⒓催M(jìn)行IQ&P處理，其顯微組織如圖3所示。兩相區(qū)保溫過程中，溫軋淬火后得到的馬氏體板條發(fā)生逆相變轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，形成逆轉(zhuǎn)變奧氏體。同時(shí)在此溫度下保溫過程中發(fā)生再結(jié)晶，生成部分鐵素體[18]。由于C、Mn原子在奧氏體、馬氏體和鐵素體中化學(xué)勢(shì)的差異，導(dǎo)致C、Mn原子由鐵素體向奧氏體定向擴(kuò)散，提升了奧氏體的熱穩(wěn)定性。由于奧氏體尺寸限制，擴(kuò)散速率較慢的Mn原子一般僅在奧氏體板條邊界富集[19]。從圖2可以看出，溫軋后試樣的馬氏體板條明顯細(xì)化，尤其如圖2(d)所示，因此在發(fā)生逆相變后也相應(yīng)細(xì)化了奧氏體，提高了C、Mn元素在奧氏體中的均勻化程度，得到了更多奧氏體。研究表明[20]，兩相區(qū)保溫過程中還會(huì)伴隨碳化物的析出，但是長(zhǎng)時(shí)間保溫后，碳化物會(huì)溶解消失。試樣經(jīng)過兩相區(qū)溫軋，試樣中變形儲(chǔ)存能提高，加速了碳化物的析出過程。然而本試驗(yàn)由于兩相區(qū)保溫時(shí)間較短，不會(huì)導(dǎo)致碳化物溶解，因此存在較多的碳化物。當(dāng)淬火至配分溫度后，一次馬氏體向未轉(zhuǎn)變奧氏體中進(jìn)行C配分，進(jìn)一步提高了奧氏體的穩(wěn)定性。同時(shí)，由于配分溫度較低，時(shí)間短(60 s)，導(dǎo)致碳化物在此階段并未完全溶解而保留至室溫。

圖3 試樣不同壓下率溫軋及IQ&P處理后的顯微組織

2.2 殘留奧氏體演變及碳化物析出行為

溫軋壓下率分別為40%和80%的IQ&P試樣的碳化物形貌TEM結(jié)果如圖4所示。在不同的溫軋壓下率下，試樣中均存在大量碳化物析出，呈現(xiàn)均勻彌散分布狀態(tài)，而碳化物數(shù)量和尺寸對(duì)材料的力學(xué)性能具有顯著影響[21]。利用Image-pro軟件對(duì)視野中碳化物尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)計(jì)算后發(fā)現(xiàn)，經(jīng)40%溫軋IQ&P處理后，室溫組織中的碳化物平均尺寸約為38.89 nm，根據(jù)觀察結(jié)果，碳化物大者尺寸為68.46 nm，小尺寸僅為18.50 nm；經(jīng)80%溫軋IQ&P處理后，試樣中碳化物的平均尺寸為54.52 nm，根據(jù)觀察結(jié)果，碳化物大者尺寸為73.89 nm，小尺寸為32.40 nm。隨溫軋壓下率的增大，顯微組織中碳化物尺寸增大。主要是由于溫軋壓下率的增大使得奧氏體板條細(xì)化，縮短了C、Mn元素的擴(kuò)散距離[22-23]，同時(shí)形變儲(chǔ)存能的增大也能夠促進(jìn)合金元素向奧氏體擴(kuò)散[7]，最終使得碳化物長(zhǎng)大。

圖4 試樣不同壓下率溫軋及IQ&P處理后碳化物的TEM形貌

不同溫軋壓下率IQ&P試樣的XRD分析結(jié)果見圖5。由圖5可知，隨著溫軋壓下率的增大，顯微組織中殘留奧氏體含量逐漸升高，而殘留奧氏體中的C含量則呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。這種現(xiàn)象主要是由于溫軋及熱處理過程中碳化物析出和長(zhǎng)大，以及C、Mn等合金元素由鐵素體或馬氏體向奧氏體和碳化物擴(kuò)散兩種因素共同作用的結(jié)果。隨溫軋壓下率的增大，對(duì)于馬氏體板條的細(xì)化作用越來越顯著[7]，逆相變?yōu)閵W氏體后，C、Mn元素向奧氏體擴(kuò)散的距離越短，擴(kuò)散激活能越大，在兩相區(qū)形變后的保溫過程中，C、Mn元素由鐵素體、馬氏體向奧氏體和碳化物中進(jìn)行配分，導(dǎo)致奧氏體中的C含量越來越高，室溫下穩(wěn)定的奧氏體也就越來越多。同時(shí)由于形變儲(chǔ)能的升高，C、Mn元素的擴(kuò)散化學(xué)勢(shì)也隨之增大，此過程中伴隨著馬氏體板條中碳化物的析出長(zhǎng)大，使得碳化物中合金元素的總量逐漸升高，導(dǎo)致向奧氏體中擴(kuò)散的C、Mn含量降低。最終，在碳化物的析出并長(zhǎng)大以及C、Mn元素?cái)U(kuò)散配分兩種行為的協(xié)同作用下，殘留奧氏體中C含量隨溫軋壓下率增大呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。

2.3 中錳鋼的力學(xué)性能

不同溫軋壓下率IQ&P試樣的室溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖6，各項(xiàng)性能參數(shù)見表1。由圖6和表1可知，隨著溫軋壓下率的增大，試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均呈先升高后降低的趨勢(shì)，其均勻伸長(zhǎng)率先降低后升高，其強(qiáng)塑積也呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)。當(dāng)溫軋壓下率為80%時(shí)，強(qiáng)塑積達(dá)到最高31.50 GPa·%。

圖6 試樣不同壓下率溫軋及IQ&P處理后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表1 不同壓下率溫扎及IQ&P試樣的拉伸性能

3 結(jié)論

1)隨著溫軋壓下率的增大，兩相區(qū)溫軋淬火處理后試樣的馬氏體板條得到細(xì)化并逐漸平行于軋制方向；兩相區(qū)溫軋淬火配分處理后試樣的室溫組織中除馬氏體及殘留奧氏體外，在板條間能夠觀察到明顯的碳化物析出。

2)經(jīng)兩相區(qū)溫軋淬火配分處理后，試樣室溫組織中碳化物均勻彌散分布，隨溫軋壓下率由40%提高至80%，碳化物的平均尺寸由38.89 nm長(zhǎng)大到54.52 nm；隨著溫軋壓下率的增大，室溫下殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)逐漸升高，殘留奧氏體中的C含量呈先升高后降低的趨勢(shì)。

3)隨著溫軋壓下率的增大，兩相區(qū)溫軋淬火配分處理試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均先升高后降低，均勻伸長(zhǎng)率先降低后升高，當(dāng)溫軋壓下率為80%時(shí)，強(qiáng)塑積達(dá)到最高31.50 GPa·%。