邵成偉,惠衛(wèi)軍,張永健,趙曉麗,翁宇慶

北京交通大學(xué)機械與電子控制工程學(xué)院 北京 100044

摘要

關(guān)鍵詞：冷軋中錳鋼;兩相區(qū)退火;微觀組織;殘余奧氏體穩(wěn)定性

現(xiàn)代汽車工業(yè)的一個重要發(fā)展趨勢是輕量化和提高安全性。通過提高材料的強度和降低材料的密度可以實現(xiàn)汽車的輕量化,而提高汽車的安全性則要求材料具有高強度的同時還要兼具高塑性。通常情況下,材料的強度和塑性往往相互制約,當(dāng)強度較高時,塑性就會相應(yīng)較低;因此,兼具高強度和高塑性的材料一直受到廣泛的關(guān)注[1,2,3,4]。目前汽車用鋼中大量使用的是成本較低的第一代高強度薄板鋼,如高強度低合金鋼(HSLA鋼)、雙相鋼(DP鋼)、相變誘導(dǎo)塑性鋼(TRIP鋼)等,其強塑積較低(<15 GPa%);而第二代汽車用鋼(奧氏體不銹鋼、孿生誘發(fā)塑性鋼(TWIP鋼)等),雖然具有很高的強塑積(>50 GPa%),但由于合金含量高導(dǎo)致其成本較高且工藝性能較差。因此,近年來成本接近第一代汽車用鋼而性能接近第二代汽車用鋼的低成本高強塑積(≥30 GPa%)第三代汽車用鋼得到了快速發(fā)展[5],主要包括中錳鋼、淬火-配分鋼(Q&P鋼)等。

而作為第三代汽車用鋼代表性鋼種之一的含有約(3%~10%)Mn (質(zhì)量分?jǐn)?shù))的中錳鋼成為了國內(nèi)外研究的熱點[3,5~7]。這類鋼優(yōu)異的力學(xué)性能主要基于奧氏體逆轉(zhuǎn)變(austenite reverted transformation,ART)退火處理而獲得的超細(xì)晶的鐵素體+奧氏體復(fù)相組織[8,9,10,11,12]。然而,在典型的C-Mn系中錳鋼如Fe-0.2C-5Mn (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)中,由于其退火溫度較低,為了獲得較高含量的奧氏體及促進(jìn)Mn在鐵素體-奧氏體之間的配分,需要進(jìn)行長時間(如6 h)的退火處理,這顯然難以滿足現(xiàn)代工業(yè)連續(xù)退火處理生產(chǎn)的要求[13]。因此,在中錳鋼中添加較高含量Al元素而形成的C-Mn-Al系中錳鋼引起了越來越多的關(guān)注,這主要是由于適量Al元素的添加能夠抑制滲碳體的析出,促進(jìn)奧氏體中C元素的富集,提高奧氏體的穩(wěn)定性;另外,Al的添加能夠提高兩相區(qū)退火溫度,而較高的退火溫度能夠大幅度縮短退火時間,有利于工業(yè)連續(xù)退火處理[13,14]。同時,適當(dāng)?shù)腁l與Mn含量的配合,能夠形成δ-鐵素體與超細(xì)晶的鐵素體+奧氏體的混合組織[13,15]。值得注意的是,對0.2C-8Mn-3Al (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)等熱軋鋼板進(jìn)行ART退火及低溫回火處理后發(fā)現(xiàn),經(jīng)ART退火后再進(jìn)行回火處理能夠進(jìn)一步提高鋼的塑性,這主要是由于在低溫回火過程中,δ-鐵素體中的C原子向臨近的奧氏體擴(kuò)散,提高了奧氏體的穩(wěn)定性,使奧氏體在較高的應(yīng)變下發(fā)生TRIP效應(yīng),從而表現(xiàn)出更高的伸長率[15]。此外,第一代先進(jìn)高強度鋼(AHSS)的斷裂行為已經(jīng)得到了廣泛的研究,特別是典型的TRIP鋼和DP鋼的拉伸斷裂行為研究較多,普遍認(rèn)為其斷裂的起裂源區(qū)來源于軟相的鐵素體與硬質(zhì)相馬氏體的界面處[16,17];而以TWIP鋼為主的第二代汽車鋼其拉伸斷裂行為同樣已有研究[18];然而,目前中錳鋼特別是冷軋中錳鋼的拉伸斷裂行為研究極少[19]。為此,本工作針對新設(shè)計的含Al冷軋中錳鋼,研究了不同退火溫度下及低溫回火處理后的組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律,并探索了其拉伸斷裂行為。

1 實驗方法

冷軋中錳鋼采用50 kg真空感應(yīng)電爐熔煉,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為：C 0.20,Mn 4.99,Si 0.63,Al 3.03,Fe余量。將真空感應(yīng)爐熔煉的鑄錠經(jīng)扒皮及去冒口處理后加熱到1200 ℃均勻化2 h,然后熱鍛成尺寸為30 mm×80 mm×280 mm的板坯,終鍛溫度大于850 ℃,空冷至室溫。利用Thermo-Calc 軟件計算冷軋中錳鋼的臨界溫度Ac1(奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度)和Ac3(奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度)分別為695 ℃及1200 ℃以上。冷軋中錳鋼板的軋制工藝及冷卻制度如下：鍛坯經(jīng)1200 ℃均勻化2 h后進(jìn)行4道次軋制,開始軋制溫度為1150 ℃,終軋溫度大于850 ℃,最終得到板厚為5 mm的熱軋鋼板,軋制后空冷到室溫。熱軋鋼板在750 ℃退火1 h后空冷至室溫,經(jīng)酸洗后冷軋至板厚為1.8 mm的實驗用冷軋鋼板。將冷軋鋼板拉伸毛坯(沿軋制方向取樣)分別加熱到700、730、750、770、800和850 ℃,保溫10 min后空冷到室溫(ART退火處理),然后對試樣進(jìn)行200 ℃、保溫20 min的低溫回火處理。為了敘述方便,將上述試樣分別編號為700T、730T、750T、770T、800T和850T。

在SUNS UTE5305型拉伸試驗機上以1 mm/min的拉伸速率進(jìn)行拉伸實驗,拉伸試樣標(biāo)距段的長度為25 mm,寬度為5 mm,板厚為1.2 mm。金相試樣經(jīng)機械研磨和拋光后,用2% (體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液侵蝕,利用帶能譜(EDS)的EVO 18型掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織觀察。采用D-max 2500-V X射線衍射儀(XRD)對鋼中的殘余奧氏體進(jìn)行定量分析,使用Cu 靶,工作電壓40 kV,電流200 mA,掃描速率為 2°/min,掃描范圍35°~95°。利用XRD分析軟件進(jìn)行尋峰處理,并計算衍射譜角度、半高寬和積分強度,選擇馬氏體的(200)α和(211)α衍射峰以及奧氏體的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰,通過直接對比法獲得殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)[20]。

奧氏體中的C含量根據(jù)以下經(jīng)驗公式計算[14]:

${?}_{?}=3.556+0.0453{?}_{\mathrm{C}}+0.00095{?}_{\mathrm{Mn}}+0.0056{?}_{\mathrm{Al}}$(1)

式中,XC、XMn和XAl分別為奧氏體中的C、Mn和Al含量;αγ為奧氏體的晶格常數(shù)。XMn和XAl利用SEM-EDS (能譜)測量獲得。采用 SEM觀察拉伸斷口。在拉伸試樣斷口處采用線切割截取縱剖面試樣,經(jīng)機械打磨并拋光后在3%HNO3(體積分?jǐn)?shù))酒精溶液中腐蝕,在SEM下觀察裂紋起裂特征。

2 實驗結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖1為冷軋中錳鋼冷軋態(tài)及在700~850 ℃兩相區(qū)退火及200 ℃回火處理后顯微組織的SEM像。為了降低冷軋抗力和避免開裂,在冷軋前對熱軋鋼板進(jìn)行了750 ℃保溫1 h 的預(yù)處理,其組織為鐵素體(F)+殘余奧氏體(RA)+δ-鐵素體(δ-F)。在冷軋過程中,在軋制變形力的作用下,RA全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(M)[21],因而退火前冷軋后組織為長條形F+M+δ-F,如圖1a所示。經(jīng)700~770 ℃退火和回火處理后,組織主要由F+RA+δ-F組成,如圖1b~e所示;800 ℃退火及回火處理后的組織則主要由F+RA+δ-F及少量的馬氏體(M) (圖1f中箭頭所示)組成;850 ℃退火及回火處理后組織主要由F+M+δ-F及少量的RA組成(圖1g)。冷軋中錳鋼中δ-F的形成主要是由于3%Al元素的添加引起高溫δ-F相區(qū)的擴(kuò)大與F+RA兩相區(qū)擴(kuò)展連接,從而在室溫下能夠保留δ-F[22]。此外,經(jīng)700~770 ℃退火處理和回火后,F和RA主要由片層狀和等軸狀2種形態(tài)組成,且在此退火溫度區(qū)間隨著退火溫度的升高片層狀組織逐漸減少,等軸狀組織越來越多,如圖1b~e所示;當(dāng)退火溫度為800和850 ℃時主要以等軸狀組織為主,片層狀組織基本消失,如圖1f和g所示。這主要是因為在冷軋過程中,鐵素體晶粒發(fā)生變形,冷軋后獲得一種嚴(yán)重畸變的鐵素體組織,而在冷軋形變過程中一部分奧氏體發(fā)生馬氏體相變,使得冷軋后的組織獲得了大量的形變儲能;在兩相區(qū)退火過程中,隨著退火溫度的升高,在大量形變儲能的驅(qū)動下,鐵素體完成回復(fù)、再結(jié)晶過程及伴隨部分鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變;且隨著退火溫度的升高,鐵素體在完成回復(fù)/再結(jié)晶時獲得的驅(qū)動力增大,因而晶粒等軸化比例逐漸增加直至獲得幾乎完全等軸化組織。

圖1冷軋態(tài)及不同溫度退火并回火處理后冷軋中錳鋼試樣顯微組織的SEM像

Fig.1SEM images of cold rolled medium-Mn steel samples as-cold rolled (a) and 700T (b), 730T (c), 750T (d), 770T (e), 800T (f) and 850T (g), showing multiphase microstructure consists of ferrite (F), retained austenite (RA),δ-ferrite (δ-F) and/or martensite (M) (Arrows inFig.1f show a small amount of martensites)

RA晶粒尺寸及形態(tài)對拉伸性能有重要的影響,對不同溫度下RA晶粒尺寸分布及其晶粒尺寸進(jìn)行了表征,如圖2所示。可見,700T試樣的片層狀RA尺寸集中分布在0.2~0.4 μm之間,且主要以尺寸較小的片層狀結(jié)構(gòu)為主;而等軸狀RA尺寸主要分布在0.2~0.6 μm之間,其所占比例相對較小,如圖2a和圖1b所示。730T試樣的等軸狀RA尺寸主要分布在0.2~1.2 μm之間,晶粒尺寸分布較為寬泛,形成了多尺度的組織形態(tài),而其片層狀RA尺寸均小于1 μm,主要集中在0.2~0.4 μm之間,如圖2b和圖1c所示,這主要是因為片層狀結(jié)構(gòu)形核于原馬氏體板條邊界處且不能成長為超過初始馬氏體板條的寬度所導(dǎo)致的[23]。770T試樣的等軸狀RA尺寸主要分布在0.2~1.4 μm之間,且組織形態(tài)主要以等軸狀為主,含有少量的片層狀組織,但其絕大部分的等軸狀晶粒尺寸大于0.6 μm,如圖2c和圖1e所示。根據(jù)不同退火溫度下(700~800 ℃)片層狀、等軸狀及其平均RA晶粒尺寸測定結(jié)果(圖2d)可知,隨著退火溫度的升高,RA晶粒尺寸均增大。

圖2不同溫度退火并回火后冷軋中錳鋼中殘余奧氏體晶粒尺寸分布及殘余奧氏體晶粒尺寸變化

Fig.2Distributions and variations of RA grain size for cold-rolled medium-Mn steel samples 700T (a), 730T (b) , 770T (c) intercritically annealed at different temperatures and then low-temperature tempered, and the variation of RA grain size (d)

圖3a和b為不同溫度退火并回火處理后冷軋中錳鋼試樣拉伸前后的XRD譜。從圖3a中可以看出,隨著退火溫度的升高,奧氏體峰強度出現(xiàn)先增加而后減小的變化趨勢,這表明隨著退火溫度的升高,室溫下RA含量出現(xiàn)先增加而后減少的變化趨勢,退火溫度為770 ℃時出現(xiàn)峰值,而在退火溫度較高時(800~850 ℃),由于M的生成,使得RA含量降低。這主要是由于兩相區(qū)退火是一個逆相變的過程,在較高退火溫度下組織中形成的奧氏體越多,則平均配分到每個奧氏體晶粒中的C和Mn含量就會相對減少,因此其熱穩(wěn)定性降低;此外,在較高退火溫度下逆轉(zhuǎn)變奧氏體的晶粒尺寸也較大,同樣使得奧氏體的熱穩(wěn)定性降低[24]。因此,冷軋中錳鋼逆相變退火后空冷到室溫的過程中就會有較多不穩(wěn)定的奧氏體發(fā)生相變而生成馬氏體(圖1f 和g),這使得室溫下保留下來的奧氏體含量降低。從圖3b中可以看出,隨著退火溫度的升高,奧氏體峰強度出現(xiàn)逐漸減小的變化趨勢,這表明隨著退火溫度的升高,拉伸斷裂后RA含量呈現(xiàn)逐漸減小的變化趨勢。通過計算得到拉伸前后鋼中RA含量隨退火溫度的變化曲線如圖3c所示。可以看出,拉伸前后鋼中RA含量隨退火溫度的變化趨勢與XRD譜中奧氏體峰強度的變化趨勢一致(圖3a和b)。對拉伸前后RA的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變率的計算結(jié)果如圖3d所示。可見,隨著退火溫度的升高,除850T試樣外,在形變過程中RA的轉(zhuǎn)變量逐漸增大,這表明形變誘導(dǎo)相變馬氏體的含量逐漸增多。另外,RA的轉(zhuǎn)變率隨退火溫度的升高呈現(xiàn)逐漸增加的變化趨勢,這主要與RA的穩(wěn)定性有關(guān)[14]。

圖3不同溫度退火并回火處理后冷軋中錳鋼試樣拉伸前后的XRD譜及奧氏體含量計算結(jié)果

Fig.3XRD spectra of cold-rolled medium-Mn steel samples before (a) and after (b) tensile test, measured RA fractions (c) and amount of transformed RA and transformation ratio of RA (d)

2.2 拉伸性能

表1為冷軋中錳鋼在700~850 ℃退火處理及200 ℃回火后的拉伸性能。可見,冷軋中錳鋼的抗拉強度隨著退火溫度的升高而逐漸提高;屈服強度隨著退火溫度的升高出現(xiàn)先減小而后增大的變化趨勢,在800 ℃時達(dá)到最小值;塑性和強塑積則均隨著退火溫度的升高出現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢,在退火溫度為730 ℃時獲得最高的斷后伸長率(58.2%)和強塑積(61.8 GPa%)。

另外,RA的穩(wěn)定性與其尺寸有關(guān),晶粒越細(xì)小則RA越穩(wěn)定,細(xì)小的RA為TRIP效應(yīng)的持續(xù)發(fā)生提供保障,可有效提高鋼的伸長率。晶粒細(xì)化提高奧氏體穩(wěn)定性的機理,可以通過研究馬氏體相變的彈性應(yīng)變能來解釋。基于Takaki等[31]和Matsuoka等[32]的研究結(jié)果可知,當(dāng)馬氏體相變是單一變體,則彈性應(yīng)變能的增加(ΔEV)可以由下式來定義：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{V}}=0.5{?}_1{{?}_1}^2{(?/?)}^2+(0.5{?}_2{{?}_2}^2+0.5{?}_3{{?}_3}^2)(?/?)$(4)

式中,E1、E2和E3為不同應(yīng)變方向上的Young's模量,ε1、ε2和ε3為不同應(yīng)變方向上的彈性應(yīng)變,x為馬氏體板條厚度,d為奧氏體晶粒尺寸。其中El、E2和E3分別為132、221和221 GPa;ε1、ε2和ε3分別為 0.139、0.07 和 0.014。將其代入式(4)可得：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{V}}=1276.1{(?/?)}^2+562.6(\mathrm{}?/?)$(5)

由圖2可知,試樣800T奧氏體的平均晶粒尺寸為0.88 μm,形變誘導(dǎo)馬氏體板條厚度約為0.2 μm[30],得到ΔEV估算值約為194 MJ/m3。而對于試樣700T,平均晶粒尺寸為0.42 μm,則ΔEV估算值約為557 MJ/m3,這說明ΔEV隨著晶粒尺寸的減小而增大,即馬氏體形核能力下降,奧氏體穩(wěn)定性提高。

結(jié)合奧氏體穩(wěn)定性對力學(xué)性能影響的分析討論可知,奧氏體化學(xué)成分和晶粒尺寸在奧氏體的穩(wěn)定性方面起到了重要的作用,730T試樣的RA具有合適的化學(xué)成分和多尺度的組織形態(tài),因此其機械穩(wěn)定性較好,從而能夠提供較多、連續(xù)轉(zhuǎn)變的奧氏體,即TRIP效應(yīng)能夠持續(xù)發(fā)生,而持續(xù)不斷的TRIP效應(yīng)與鐵素體在變形過程中的良好配合,從而得到最佳的力學(xué)性能。

2.5 拉伸斷裂行為

圖7為700T、730T、770T和850T試樣拉伸斷裂后縱剖面的SEM像。可見,拉伸頸縮前的均勻塑性變形階段,隨著退火溫度的升高,試樣的厚度出現(xiàn)先減小后增大的趨勢,這與冷軋中錳鋼延伸率的變化規(guī)律一致。730T試樣在拉伸頸縮前的均勻塑性變形階段的厚度最小,對應(yīng)著最大延伸率及應(yīng)變;而850T試樣拉伸頸縮前的均勻塑性變形階段的厚度最大,對應(yīng)著最小的延伸率及應(yīng)變。斷裂方向與拉伸方向基本呈45°夾角,這與在平面應(yīng)變狀態(tài)下發(fā)生剪切撕裂而形成的斷口相近。

圖7700T、730T、770T和850T試樣拉伸斷裂后縱剖面的SEM像

Fig.7Longitudinal section SEM images of fractured tensile samples 700T (a), 730T (b), 770T (c) and 850T (d) (The thickness in uniformly strained part of sample is indicated in the case)

圖8為700T、730T、770T和850T試樣拉伸斷口附近縱剖面顯微組織的SEM像。可見,在斷口附近縱剖面出現(xiàn)了較多的微孔洞,這些微孔洞主要形成于M或α'(形變誘導(dǎo)馬氏體)與F組織的界面處(圓圈標(biāo)記處)。隨著退火溫度升高,斷口附近縱剖面形成的微孔洞的數(shù)量增加,特別是當(dāng)退火溫度為850 ℃時,組織中本身含有較多的M組織,其形成于界面處微孔的數(shù)量增加;這同時也證明了奧氏體含量較高的試樣,拉伸過程中隨著應(yīng)變的增加,逐步形成α'組織,從而在拉伸斷裂前組織內(nèi)部即形成了微孔洞。在較大的應(yīng)力作用下,形成硬相的α'組織變形小,而軟相的F組織變形較大,由于界面處應(yīng)變的不同而發(fā)生分離,從而形成微孔洞,成為裂紋的形核點[33,34,35]。在拉伸斷口附近縱剖面的顯微組織中還出現(xiàn)了長條形的孔洞(圖8c),其孔洞產(chǎn)生于δ-F與F+α'(RA)混合組織的相界面處。這可能是由于在拉伸變形過程中由于F+α'(RA)混合組織的硬度明顯高于δ-F組織,軟相的δ-F組織先變形而F+α'(RA)混合組織后變形,從而形成了剪切應(yīng)力,導(dǎo)致了裂紋的形核[19]。

圖8700T、730T、770T和850T試樣拉伸斷口附近縱剖面顯微組織的SEM像

Fig.8SEM images showing the microstructures near the fracture of the cold-rolled medium-Mn steel after tensile deformation for samples 700T (a), 730T (b), 770T (c) and 850T (d) (Circles on the micrographs indicate positions of voids in the F+RA (α’) constituent)

圖9為700T和850T拉伸試樣斷口形貌的SEM像。可以看出,700T試樣斷口表面呈現(xiàn)形狀各異、尺寸不一的韌窩斷裂特征,說明其拉伸斷口為韌性斷裂;850T試樣的斷裂表面除存在較多的韌窩外,還存在少部分準(zhǔn)解理面,說明其拉伸斷口仍主要為韌性斷裂。

圖9700T和850T試樣拉伸斷口的SEM像

Fig.9SEM images of the fracture surface of cold-rolled medium-Mn steel samples 700T (a) and 850T (b) after uniaxial tension test

3 結(jié)論

(1) 冷軋中錳鋼經(jīng)700~770 ℃退火+回火處理后的組織為殘余奧氏體+鐵素體+δ-鐵素體;經(jīng)800~850 ℃退火+回火處理后組織中開始出現(xiàn)馬氏體;在不同退火溫度下(700~800 ℃)片層狀、等軸狀及其平均殘余奧氏體晶粒尺寸均隨著退火溫度的升高而增大,且由片層狀組織形態(tài)逐漸向等軸狀組織形態(tài)轉(zhuǎn)變,在一定的退火溫度下,晶粒尺寸分布較為寬泛,形成了多尺度的組織形態(tài)。

(2) 冷軋中錳鋼在730 ℃退火+200 ℃回火處理后,獲得了優(yōu)異的強塑性配合,抗拉強度為1062 MPa,總延伸率為58.2%,強塑積達(dá)到了61.8 GPa%。

(3) 冷軋中錳鋼的奧氏體穩(wěn)定性隨退火溫度的升高而降低;在730 ℃退火+200 ℃回火處理后殘余奧氏體具有合適的化學(xué)成分和多尺度的組織形態(tài),使得殘余奧氏體穩(wěn)定性最佳,能夠產(chǎn)生連續(xù)不斷的TRIP效應(yīng);連續(xù)不斷的TRIP效應(yīng)與鐵素體在變形過程中的良好配合,是冷軋中錳鋼獲得高強度、高塑性的主要原因。

(4) 冷軋中錳鋼拉伸斷裂時裂紋源的形核位置主要發(fā)生在馬氏體(形變誘導(dǎo)馬氏體)與鐵素體組織的相界面處及δ-鐵素體與鐵素體+形變誘導(dǎo)馬氏體組織的相界面處,其拉伸斷裂特征主要以韌性斷裂為主。

來源--金屬學(xué)報