張 潔 岑瓊瑛 汪 楊 張 梅

(上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

近年來(lái)，汽車(chē)行業(yè)快速發(fā)展，為了提高汽車(chē)的安全性及實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排，汽車(chē)的設(shè)計(jì)制造正向輕量化方向發(fā)展。中錳鋼是第三代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼，兼具高強(qiáng)度和高塑性，能在保證車(chē)身強(qiáng)度和安全性的同時(shí)降低車(chē)身質(zhì)量，實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化，近年來(lái)受到了廣泛關(guān)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(tuán)隊(duì)采用逆相變退火工藝和中錳合金化技術(shù)研制出了第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼，其強(qiáng)塑積高達(dá)30 GPa·%[1]?，F(xiàn)已研究的中錳鋼的Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%～12%[2]，斷后伸長(zhǎng)率為15%～85%，強(qiáng)塑積達(dá)30～70 GPa·%[3]，主要強(qiáng)塑機(jī)制為相變誘導(dǎo)塑性(transformation induced plasticity, TRIP)效應(yīng)[4]。TRIP效應(yīng)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(xué)成分、晶粒尺寸和形貌、周?chē)M織及強(qiáng)度、變形溫度等[5]。

目前研究的中錳鋼雖能獲得較高的強(qiáng)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(guò)程中常見(jiàn)的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象。會(huì)導(dǎo)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(duì)中錳鋼的工業(yè)應(yīng)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(xué)成分、初始組織、熱處理工藝、變形溫度、變形速率等密切相關(guān)。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(guò)預(yù)淬火和臨界退火優(yōu)化中錳鋼組織，在保證力學(xué)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(yàn)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(yīng)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(jìn)行熱處理，其化學(xué)成分如表1所示。采用相變膨脹法測(cè)定了Fe- 0.15C- 7Mn鋼的相變點(diǎn)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(yù)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(yàn)方法

采用D/max- 2550型X射線衍射儀(X-ray diffractometer, XRD)測(cè)定奧氏體體積分?jǐn)?shù)，使用Cu靶，Kα射線，掃描步長(zhǎng)為1 (°)/min，掃描角度2θ為40°～100°。金相試樣經(jīng)打磨后在體積分?jǐn)?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(duì)試樣進(jìn)行顯微組織觀察和成分分析。采用MTS拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫單軸拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.02 mm/s。沿鋼板縱向取樣并制備拉伸試樣，標(biāo)距為15 mm，寬20 mm，厚1.4 mm。采用數(shù)字圖像相關(guān)(digital image correlation, DIC)技術(shù)以2幀/s的速率記錄拉伸過(guò)程中任意時(shí)刻的變形數(shù)字圖像。

2 試驗(yàn)結(jié)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(wú)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(shí)間的延長(zhǎng)，碳化物逐漸溶解?？梢园l(fā)現(xiàn)，630 ℃臨界退火的試驗(yàn)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(yù)淬火所致。軋制過(guò)程中，在施加的外力作用下，原組織因應(yīng)力集中而破碎細(xì)化，為后續(xù)退火過(guò)程中的逆相變提供形核點(diǎn)并加速逆相變，且其較高的形變儲(chǔ)能為退火過(guò)程中的回復(fù)和再結(jié)晶提供足夠的驅(qū)動(dòng)力，再結(jié)晶程度提高，因此退火時(shí)間相同的鋼板，原纖維狀冷軋組織完全或部分被回復(fù)再結(jié)晶晶粒所覆蓋[11]。而預(yù)淬火后臨界退火的鋼板，其冷軋組織形變儲(chǔ)能降低，退火過(guò)程中的再結(jié)晶程度降低，退火后大部分組織仍呈板條狀。此外，預(yù)淬火后630 ℃臨界退火8 h的鋼板有明顯的馬氏體組織，說(shuō)明鋼板奧氏體的穩(wěn)定性明顯下降，在退火后的冷卻過(guò)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(duì)水淬后630 ℃臨界退火1 h的Fe- 0.15C- 7Mn鋼板進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如圖4所示。圖4表明，鐵素體區(qū)(譜2)的Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為4.25%，奧氏體區(qū)(譜3)的Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為9.90%，說(shuō)明臨界退火過(guò)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?jǐn)?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(dǎo)致其奧氏體穩(wěn)定性較差，因此在退火后的冷卻過(guò)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(cè)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?jǐn)?shù)如圖5所示。可以看出，隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)均先增加后減少。這是由于退火初期，退火時(shí)間的延長(zhǎng)使奧氏體充分形核長(zhǎng)大，從而奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加；但隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒逐漸長(zhǎng)大，導(dǎo)致其穩(wěn)定性下降，從而使保留至室溫的奧氏體體積分?jǐn)?shù)減少。退火時(shí)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?jǐn)?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(jìn)馬氏體中過(guò)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?jǐn)?shù)增加。退火時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，鋼板奧氏體更接近平衡狀態(tài)，水淬后臨界退火的板條狀?yuàn)W氏體比僅經(jīng)臨界退火的等軸狀?yuàn)W氏體穩(wěn)定性好，從而導(dǎo)致其奧氏體體積分?jǐn)?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(xué)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(xué)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(qiáng)度為800～1 200 MPa，而經(jīng)水淬后臨界退火的鋼板屈服強(qiáng)度均低于800 MPa。臨界退火8 h的鋼板抗拉強(qiáng)度最高，強(qiáng)塑積和斷后伸長(zhǎng)率的變化趨勢(shì)一致。有研究表明，中錳鋼的強(qiáng)塑積基本與奧氏體含量呈線性關(guān)系[1]，退火時(shí)間過(guò)短時(shí)，奧氏體不能大量形成且穩(wěn)定性過(guò)高，拉伸過(guò)程中不易發(fā)生TRIP效應(yīng)。退火時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，并不能使奧氏體含量超過(guò)其平衡值，且晶粒長(zhǎng)大，奧氏體穩(wěn)定性下降，也不利于改善塑性。只有退火時(shí)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(yīng)變范圍內(nèi)持續(xù)發(fā)生TRIP效應(yīng)，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(dāng)穩(wěn)定性的奧氏體，強(qiáng)塑積達(dá)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(dāng)穩(wěn)定性的奧氏體，強(qiáng)塑積達(dá)到最大值(38 GPa·%)。鋼板的最佳力學(xué)性能均達(dá)到了第三代先進(jìn)高強(qiáng)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(xué)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(yīng)變分布

采用數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)表征了Fe- 0.15C- 7Mn鋼板在拉伸過(guò)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(yīng)變?cè)隽繄D。對(duì)比可知，僅經(jīng)臨界退火的鋼板有較大的呂德斯應(yīng)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(méi)有呂德斯應(yīng)變。這主要是由于冷軋組織在退火過(guò)程中碳化物隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸溶解，部分碳原子擴(kuò)散到鐵素體中，從而使鐵素體中能形成柯氏氣團(tuán)的碳原子增多，導(dǎo)致呂德斯應(yīng)變較大。而淬火態(tài)組織在退火過(guò)程中，奧氏體在馬氏體邊界形核，細(xì)晶組織為碳原子的擴(kuò)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(kuò)散到奧氏體中，鐵素體含碳量較低，降低了形成柯氏氣團(tuán)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(yīng)變?cè)隽繄DFig.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(jié)論

(1)冷軋F(tuán)e- 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?jǐn)?shù)均隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)先升高后降低。

(2)經(jīng)630 ℃臨界退火的鋼板屈服強(qiáng)度高于水淬后630 ℃臨界退火的鋼板，強(qiáng)塑積和斷后伸長(zhǎng)率的變化趨勢(shì)一致，均隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)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(qiáng)塑積達(dá)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(qiáng)塑積為38 GPa·%，均達(dá)到了第三代先進(jìn)高強(qiáng)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(yù)淬火后臨界退火的鋼板在確保力學(xué)性能的同時(shí)消除了呂德斯帶。