張麗鳳 ,王社則 ,田博彤

(1.山西工程科技職業(yè)大學(xué)汽車工程學(xué)院,太原 030031;2.太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,太原 030024)

0 引言

高強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率的乘積)鋼在近年來隨著汽車輕量化、車身碰撞安全性等要求的提高下得到了快速發(fā)展[1];目前汽車鋼已從第一代高強(qiáng)低強(qiáng)塑積(5～15 GPa·%)DP鋼/TRIP鋼發(fā)展至強(qiáng)塑積不小于30 GPa·%的第三代鋼[2-3]。第三代汽車用高強(qiáng)塑積鋼的研究主要集中在中錳鋼上,一般通過優(yōu)化中錳鋼中碳、錳、硅等合金元素含量以及調(diào)控逆相變退火溫度和時間等工藝參數(shù)來獲得良好的綜合性能[4-6]。目前已證實成分優(yōu)化和熱處理工藝改進(jìn)能在一定程度上提高中錳鋼的強(qiáng)塑性,但是關(guān)于中錳鋼原始組織對最終熱處理后的顯微組織和性能的影響研究較少。此外,預(yù)熱處理和深冷處理已被證實有利于高強(qiáng)鋼的組織細(xì)化和性能提升,如預(yù)熱處理有助于提升鋼鐵材料韌塑性,深冷處理有助于提升鋼鐵材料的強(qiáng)度和耐磨性能[7-8],但是目前大多采用單獨(dú)預(yù)熱處理或者單獨(dú)深冷處理工藝,而將預(yù)熱處理/深冷處理與逆相變退火相結(jié)合來調(diào)控中錳鋼顯微組織進(jìn)而提升綜合性能的研究鮮有報道。因此,作者將預(yù)熱處理/深冷處理與逆相變退火工藝相結(jié)合,研究了不同工藝熱處理后中錳鋼的顯微組織和力學(xué)性能,為高強(qiáng)塑積汽車鋼的開發(fā)與工業(yè)生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為Fe-0.2C-7Mn-3Al中錳鋼,由太原鋼鐵(集團(tuán))有限公司提供,主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.20C,7.14Mn,2.94Al,0.009P,0.003S,余Fe。在RT3-300型退火爐中對中錳鋼鑄錠進(jìn)行1 185 ℃×3 h均勻化退火,空冷至室溫,再鍛造成20 mm 厚板材。使用DIL402C型熱膨脹儀測得中錳鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ac1和奧氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Ac3分別為600,684 ℃。

采用線切割法從中錳鋼板材上截取若干尺寸為200 mm×100 mm×20 mm 的試樣。取部分試樣,在SX-5-12型箱式電阻爐中進(jìn)行預(yù)熱處理,溫度分別為150,550,600,750 ℃,保溫時間為6 h,空冷至室溫,再置于HPRG-5-10型鹽浴爐中進(jìn)行650 ℃×5 min逆相變退火,空冷至室溫。部分試樣進(jìn)行750 ℃×30 min水淬+600 ℃×6 h逆相變退火處理,空冷至室溫。部分試樣先進(jìn)行-75 ℃×2 h深冷處理,空冷至室溫,再進(jìn)行600 ℃×6 h逆相變退火,空冷至室溫。

1.2 試驗方法

使用線切割法在不同熱處理態(tài)試樣上取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm 的金相試樣,經(jīng)60#～1500#砂紙逐級打磨,金剛石磨膏拋光,清洗吹干,采用體積分?jǐn)?shù)3.5%硝酸乙醇溶液腐蝕后,使用FEI Quanta 650型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。使用D/Max-2500/PC型X射線衍射儀(XRD)測定殘余奧氏體含量[9],采用銅靶,Kα射線,工作電壓為20 kV,工作電流為30 mA,掃描速率為2(°)·min-1,步長為0.02°。在不同熱處理態(tài)試樣上取厚度為1 mm 的薄片,經(jīng)打磨、沖裁成直徑為3 mm 的圓片后,使用DJ2000型雙噴電解減薄儀進(jìn)行減薄,電解液為體積分?jǐn)?shù)10%高氯酸乙醇溶液,溫度為-40 ℃,使用H-800型透射電子顯微鏡(TEM)觀察微觀形貌。使用FEI Quanta 650型掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)分析。切取如圖1(a)所示的拉伸試樣,使用MTS-810型液壓伺服萬能材料試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗,拉伸速度為2 mm·min-1。切取如圖1(b)所示的沖擊試樣,使用TSG2040型沖擊試驗機(jī)進(jìn)行-40 ℃低溫沖擊試驗,保溫時間為5 min。

圖1 拉伸試樣與沖擊試樣的形狀與尺寸Fig.1 Shape and size of tensile specimen（a）and impact specimen（b）

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可見:鑄態(tài)中錳鋼的顯微組織為窄而細(xì)長的板條馬氏體;經(jīng)過150 ℃預(yù)熱處理后,中錳鋼組織轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀或板條狀馬氏體,以及均勻分布的白色碳化物;當(dāng)預(yù)熱處理溫度升高至550 ℃后,組織中出現(xiàn)了明顯的顆粒狀碳化物,局部有塊狀馬氏體;當(dāng)預(yù)熱處理溫度升高至600 ℃時,形成了片層狀組織,白色碳化物顆粒數(shù)量減少且尺寸增大;當(dāng)預(yù)熱處理溫度繼續(xù)升高至750 ℃時,組織中可見板條狀和塊狀馬氏體,白色碳化物基本消失。

圖2 鑄態(tài)與不同溫度預(yù)熱處理中錳鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of as-cast（a）and different-temperature preheated（b-e）medium manganese steel

由圖3可見:150 ℃預(yù)熱+逆相變退火后,中錳鋼組織中存在板條狀和塊狀馬氏體,以及顆粒狀白色碳化物;當(dāng)預(yù)熱處理溫度為550 ℃時,馬氏體呈平行相間的片層狀,滲碳體部分發(fā)生溶解;當(dāng)預(yù)熱處理溫度升高至600 ℃,片層狀馬氏體和白色碳化物較為明顯,同時出現(xiàn)凸起的多邊形組織;當(dāng)預(yù)熱溫度繼續(xù)升高至750 ℃時,中錳鋼組織中出現(xiàn)了凸起多邊形和凹陷板條形態(tài),這種凸起和凹陷形態(tài)是由于耐腐蝕性能不同而呈現(xiàn)出的[10]。

圖4中的灰色和白色分別表示奧氏體和鐵素體/馬氏體。由圖4可見:150 ℃預(yù)熱處理+逆相變退火后,中錳鋼中的殘余奧氏體主要分布在馬氏體板條界面處;當(dāng)預(yù)熱處理溫度升高至550 ℃時,殘余奧氏體增多,且局部殘余奧氏體與鐵素體/馬氏體形成了平行相間的片層結(jié)構(gòu),這與逆相變退火過程中部分滲碳體發(fā)生溶解,提供了逆轉(zhuǎn)變所需的碳和錳元素,從而促進(jìn)奧氏體形成有關(guān)[11-13];當(dāng)預(yù)熱處理溫度升高至600 ℃時,中錳鋼中的殘余奧氏體含量進(jìn)一步增多且主要以短棒狀形態(tài)存在,這與預(yù)熱處理溫度升高使得板條奧氏體發(fā)生合并有關(guān)[14];當(dāng)預(yù)熱處理溫度繼續(xù)升高至750 ℃時,除塊狀殘余奧氏體外,基體組織中還出現(xiàn)了尺寸較大的多邊形殘余奧氏體。

圖4 不同溫度預(yù)熱+逆相變退火后中錳鋼的EBSD形貌Fig.4 EBSD morphology of medium manganese steel after preheating at different temperatures and reverted transformation annealing

由圖5可見:淬火處理后中錳鋼的顯微組織為板條狀和塊狀馬氏體;深冷處理后中錳鋼的顯微組織以板條馬氏體為主,同時存在顆粒狀碳化物;經(jīng)淬火+逆相變退火處理后,中錳鋼主要以板條馬氏體為主,同時存在鐵素體、奧氏體和顆粒狀碳化物;經(jīng)過深冷+逆相變退火處理后,中錳鋼的顯微組織與淬火+逆相變退火處理后相似,只是相對更加細(xì)化。

圖5 不同工藝熱處理后中錳鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of medium manganese steel after heat treatment with different processes：（a）quenching；（b）cryogenic treatment；（c）quenching and reverted transformation annealing；（d）cryogenic treatment and reverted transformation annealing

由圖6可見,4種不同工藝熱處理后的中錳鋼中均存在馬氏體和奧氏體相,相較于淬火處理,深冷處理后馬氏體的板條形態(tài)更加突出,且晶粒相對細(xì)化,奧氏體數(shù)量增多。淬火和深冷處理后再經(jīng)過逆相變退火處理的中錳鋼中奧氏體含量較未逆相變處理時明顯增多。

由圖7可見,深冷處理后中錳鋼的顯微組織為板條馬氏體+塊狀奧氏體+板條束間的薄膜狀殘余奧氏體,再經(jīng)逆相變退火處理后,顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀馬氏體+板條狀馬氏體+鐵素體+殘余奧氏體,且相界面由深冷處理后的平直狀轉(zhuǎn)變?yōu)槿湎x狀,殘余奧氏體含量增加。這主要是因為深冷處理會使得馬氏體含量提高的同時細(xì)化組織,為逆相變退火過程中奧氏體的轉(zhuǎn)變提供形核質(zhì)點(diǎn),并在逆相變退火的驅(qū)動力作用下形成較高含量的奧氏體組織[15-16]。

圖7 不同工藝熱處理后中錳鋼的TEM 形貌Fig.7 TEM morphology of medium manganese steel after heat treatment with different processes：（a）cryogenic treatment；（b）cryogenic treatment and reverted transformation annealing

由圖8可見,鑄態(tài)(預(yù)熱處理溫度為0 ℃)中錳鋼的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為9.9%,經(jīng)150,550,600,750 ℃預(yù)熱處理后的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為11.8%,19.6%,42.2%,23.1%。預(yù)熱處理后中錳鋼中的殘余奧氏體含量較鑄態(tài)均有不同程度提升,尤其是當(dāng)預(yù)熱處理溫度為600 ℃時殘余奧氏體含量達(dá)到最大,這主要是因為當(dāng)預(yù)熱處理溫度到達(dá)奧氏體相變溫度附近時會發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變而使得馬氏體分解并形成殘余奧氏體[17]。當(dāng)預(yù)熱處理溫度為750 ℃時(高于Ac3),中錳鋼處于單相區(qū),晶粒發(fā)生粗化的同時沒有碳化物析出,此時殘余奧氏體含量有所減小。

圖8 不同溫度預(yù)熱處理后中錳鋼的殘余奧氏體含量Fig.8 Residual austenite content of medium manganese steel after preheating at different temperatures

2.2 力學(xué)性能

由表1可見,隨著預(yù)熱處理溫度的升高,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸增大,斷后伸長率和強(qiáng)塑積先增大后減小。當(dāng)預(yù)熱處理溫度為600 ℃時中錳鋼的強(qiáng)塑積最大,為51.99 GPa·%,這主要與此時中錳鋼逆相變退火后形成了塊狀/板條狀馬氏體+殘余奧氏體組織,且短棒狀殘余奧氏體含量較高有關(guān)。塊狀/板條狀馬氏體的存在有助于提升中錳鋼的硬度和強(qiáng)度,而殘余奧氏體的存在有助于提升韌塑性[18-19]。

表1 不同溫度預(yù)熱+逆相變退火后中錳鋼的室溫拉伸性能Table 1 Room temperature tensile properties of medium manganese steel after preheating at different temperatures and reverted transformation annealing

由圖9和表2可見,相較于淬火+逆相變退火處理,深冷處理+逆相變退火后中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度減小,斷后伸長率明顯增大,強(qiáng)塑積提高了約51.61%。并且-40 ℃沖擊功也明顯提高。深冷處理+逆相變退火后良好的強(qiáng)塑性和-40 ℃沖擊韌性主要與此時中錳鋼中形成了較高含量的奧氏體和細(xì)小組織有關(guān)[20]。

表2 不同工藝熱處理后中錳鋼的室溫拉伸性能和低溫沖擊功Table 2 Room temperature tensile properties and low temperature impact energy of medium manganese steel after heat treatment with different processes

圖9 不同工藝熱處理后中錳鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.9 Stress-strain curves of medium manganese steel after heat treatment with different processes

3 結(jié)論

(1) 150～750 ℃溫度下預(yù)熱處理后,中錳鋼中的殘余奧氏體含量較鑄態(tài)有不同程度提升,當(dāng)預(yù)熱溫度為600 ℃時殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最大,為42.2%,此時組織為塊狀/板條狀馬氏體+殘余奧氏體,短棒狀殘余奧氏體含量較高。

(2) 經(jīng)預(yù)熱處理+逆相變退火后,隨著預(yù)熱處理溫度升高,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸增大,斷后伸長率和強(qiáng)塑積先增大后減小,當(dāng)預(yù)熱處理溫度為600 ℃時,中錳鋼的強(qiáng)塑積最大,為51.99 GPa·%。

(3) 相比淬火+逆相變退火處理,深冷處理+逆相變退火后錳鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較小,斷后伸長率、強(qiáng)塑積和-40 ℃沖擊功明顯較高。