1.5Al中錳鋼短時臨界退火后的組織與性能

馮繼科， 定 巍， 李 巖， 張光瑩， 張 楠

(1. 內蒙古科技大學 材料與冶金學院(稀土學院), 內蒙古 包頭 014010；2. 內蒙古科技大學 內蒙古自治區白云鄂博礦多金屬資源綜合利用重點實驗室， 內蒙古 包頭 014010)

中錳鋼作為第三代先進高強鋼的代表，深受廣大學者青睞[1-8]。然而，典型中錳鋼(通常為0.15%-0.5%C，0.5%-8%Mn)[9-13]的退火溫度相對較低，而組織中Mn元素分配速度緩慢，為了得到含量較高的殘留奧氏體需采取長時間的退火。孫榮民等[14]對0.2C -5Mn中錳鋼進行臨界退火360 min后，殘留奧氏體為30%，強塑積達到44.5 GPa·%。然而長時間的退火不僅產生大量的能源消耗與節能環保的理念不符，而且不能在連續退火生產線上實現。因此，在傳統的中錳鋼基礎上添加Al元素形成了現在主流研究的C-Mn-Al系中錳鋼[15]。

楊麗芳等[16]對0.52C-7.75Mn-2.78Al中錳鋼進行臨界退火的相關研究，最終在650～750 ℃退火30 min后強塑積超過30 GPa·%。朱延山等[17]對熱軋中錳鋼(0.3C-3Al-5Mn)經760 ℃保溫60 min臨界退火處理后，抗拉強度為930.6 MPa，斷后伸長率為46.6%。以上研究雖然明顯提高了中錳鋼的綜合力學性能，然而較長的臨界退火時間還是無法滿足實際工業生產對臨界退火時間的要求。

基于以上研究，結合最佳退火工藝的熱力學計算，本文設計試驗對冷軋含鋁中錳鋼進行臨界退火處理，探索退火溫度對其組織結構、力學性能變化規律的影響。進一步研究短時間(3 min)臨界退火后中錳鋼的力學性能，進而為中錳鋼力學性能的優化提供新思路。

1 試驗材料與方法

試驗鋼實際成分(質量分數，%)為0.19C、5.25Mn、1.56Al、0.59Si，余量Fe。首先將鋼錠在箱式加熱爐中1200 ℃加熱1 h，隨后熱軋直至3 mm厚，最終經過冷軋使鋼板達到1.4 mm厚。利用FactSage?FSstel8.0數據庫計算確定試驗鋼的臨界相變點，計算得A1、A3和Acm分別為493、871和660.5 ℃。將冷軋板在高溫鹽浴爐中進行退火處理，基于熱力學計算結果，臨界退火溫度分別為700、730、760、790、820 ℃，臨界退火時間為3 min。具體工藝示意圖如圖1所示。

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Diagram of heat treatment process

使用掃描電鏡(SEM，ZEISS-Gemini 300)進行組織結構表征。掃描電鏡試樣經過金相打磨和拋光后，用電解溶液(15%的高氯酸)進行腐蝕。X射線衍射儀(XRD, Bruker D8 ADVANCE)用來測量殘留奧氏體的體積分數。為了防止金相研磨和拋光過程中可能發生的馬氏體轉變，從而干擾殘留奧氏體含量的精準測定，因此，本試驗中對試驗鋼采取電解拋光的處理方式。衍射圖譜經過軟件處理后得到相應數據，使用Pearson的最小二乘法擬合確定鐵素體/馬氏體(bcc)的(200)和(211)峰以及奧氏體(fcc)的(200)、(220)和(311)峰的積分強度VII型函數，并根據下式計算殘留奧氏體的體積分數(Vγ)[18-19]：

式中：R和I分別為計算得出的某個峰的理論強度和試驗強度；q為奧氏體峰的數量；p為鐵素體/馬氏體峰的數量。

將退火處理后的試驗鋼切割為標距長度L0=25 mm，寬度b=6.5 mm的狗骨狀拉伸試樣，單向拉伸試驗在CMT-30電子試驗機上展開，應變速率為6.67×10-4s-1，負荷為300 kN，測試試樣的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率。

2 結果與討論

2.1 熱力學平衡相及工藝窗口分析

圖2是利用FactSage?FSstel8.0數據庫計算得到的試驗鋼的殘留奧氏體體積分數(FRA)和Ms溫度與退火溫度的關系。根據文獻[20]臨界退火最佳工藝窗口應滿足：殘留奧氏體含量處于20%～40%的范圍之內；Ms溫度在-60～-20 ℃；溫度工藝窗口范圍大于20 ℃。如圖2所示，當臨界退火溫度為680 ℃時，殘留奧氏體體積分數可達到最高值35.2%，但該溫度高于Ms最佳工藝窗口范圍，即奧氏體穩定性不足。本試驗鋼滿足上述3條的最佳工藝窗口在640～670 ℃范圍內。實際臨界退火由于時間短，會偏離熱力學平衡狀態，其最佳臨界退火溫度會右移50～100 ℃[21]。因此，本文最終選擇了Acm～A3之間的5個退火溫度700、730、760、790、820 ℃來研究臨界退火工藝的影響。

圖2 試驗鋼的殘留奧氏體體積分數和Ms溫度與退火溫度的關系Fig.2 Relation between volume fraction of retained austenite, Mstemperature and annealing temperature of the tested steel

2.2 臨界退火溫度對微觀組織的影響

不同退火溫度下，試驗鋼組織結構發生改變從而間接影響其力學性能。中錳TRIP鋼在臨界退火期間馬氏體會發生逆轉變生成奧氏體，其中一部分會保留至室溫，碳化物則主要富集于鐵素體晶界和界內，由升溫過程中回火產生。如圖3(a)所示，在700 ℃下進行臨界退火時，其組織構成為鐵素體、奧氏體以及少量碳化物，處于最佳工藝窗口溫度左側，即碳化物未完全溶解區；當臨界退火溫度增加至730 ℃時，碳化物基本消失，室溫組織主要為鐵素體、奧氏體，殘留奧氏體含量明顯升高，處于最佳工藝窗口范圍內，如圖3(b)所示；試樣在760 ℃下臨界退火時，組織由鐵素體、奧氏體及馬氏體組成，如圖3(c)所示，處于最佳工藝窗口右側，奧氏體穩定性降低，有馬氏體新相生成；臨界退火溫度達到790～820 ℃時，馬氏體的含量逐漸增加，殘留奧氏體含量明顯降低，如圖3(d，e)所示，其臨界退火溫度更加遠離最佳工藝窗口。結合圖3形貌與圖2熱力學計算，在3 min退火條件下，最佳臨界退火溫度對比熱力學計算的最佳溫度右移約70 ℃。從圖3可以看出，經過臨界退火后，冷軋鋼均具有亞微米級的殘留奧氏體和鐵素體。這是因為在臨界退火過程中發生了回復再結晶。

圖3 試驗鋼不同溫度臨界退火3 min后的SEM圖像Fig.3 SEM images of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min(a) 700 ℃; (b) 730 ℃; (c) 760 ℃; (d) 790 ℃; (e) 820 ℃

臨界退火溫度對殘留奧氏體含量的影響如圖4所示，隨著溫度的增加，殘留奧氏體含量總趨勢是先增加后減少，這與圖3掃描電鏡下微觀組織變化規律一致。由圖4可以看出，臨界退火溫度在730 ℃時，奧氏體含量達到最大，為29.18%，與圖3形貌分析中該溫度處于最佳工藝窗口結論一致。略低于圖2熱力學計算的最大殘留奧氏體含量，且溫度顯著右移。

圖4 試驗鋼不同溫度臨界退火3 min后的殘留奧氏體體積分數Fig.4 Volume fraction of retained austenite in the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

2.3 臨界退火溫度對力學性能的影響

臨界退火溫度對試驗鋼應力-應變曲線和力學性能的影響如圖5所示。由圖5(a)可知，應力-應變曲線對退火溫度格外敏感：臨界退火溫度為700～760 ℃時，拉伸應力-應變曲線呈現典型的屈服延伸現象；隨著臨界退火溫度的增加，拉伸應力-應變曲線的屈服延伸現象逐漸變弱(790 ℃)；最后完全消失，呈現連續屈服現象(820 ℃)。結合圖3不同臨界退火溫度下的微觀組織可知：700 ℃時，組織中存在一定量的碳化物，由于碳化物對位錯的釘扎作用，導致了該溫度下拉伸應力-應變曲線的屈服延伸；隨著臨界退火溫度的進一步提高(730 ℃)，冷軋組織中的位錯密度進一步下降，導致可動位錯密度也隨之下降，因此該溫度下的屈服延伸現象更顯著；當臨界退火溫度進一步提高(760～790 ℃)，此時組織中出現了一定量的馬氏體，發生馬氏體相變時，因為體積膨脹導致馬氏體周圍的鐵素體中可動位錯密度增加，這在一定程度上緩解了屈服延伸現象；隨著臨界退火溫度繼續提高(820 ℃)，使得組織中馬氏體量達到一定程度時，屈服延伸現象完全消失。

圖5 試驗鋼在不同溫度臨界退火3 min后的應力-應變曲線(a)及力學性能(b)Fig.5 Stress-strain curves(a) and mechanical properties(b) of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

臨界退火溫度對力學性能的影響規律如圖5(b)所示。抗拉強度隨著臨界退火溫度的提高呈增加趨勢，屈服強度呈現下降趨勢，伸長率則先增加后降低。這是由于臨界退火過程中，隨著臨界退火溫度的提高，一方面鐵素體中的碳化物逐漸溶解，同時碳、錳等強化元素原子也加速從鐵素體擴散到奧氏體中，這導致鐵素體的強度下降，屈服強度也隨著下降；另一方面，隨著臨界退火溫度的升高，逆轉變奧氏體穩定性下降，最終組織中馬氏體的含量也逐漸增加，從而導致抗拉強度隨臨界退火溫度升高而增加。由圖4可知，隨著臨界退火溫度升高，組織中的殘留奧氏體呈現先增加后下降的趨勢，730 ℃退火試樣中殘奧含量最高(29.18%)，因此該試樣擁有最大的伸長率。

圖6為目前研究開發的中錳鋼在各自最佳臨界退火溫度下經不同時間退火后的強塑積。從圖6可以發現，盡管本論文所使用的試驗鋼退火時間短(僅有3 min)，但是強塑積卻突破了43 GPa·%。這幾乎可以與不含Al中錳鋼退火6 h后的力學性能相當[14]。Al元素的加入，極大地減少了臨界退火所需時間，還能保障中錳鋼的力學性能。使得試驗方案更滿足當前連續退火工藝對時間的要求，這有助于中錳鋼由試驗研究進入工業生產。

圖6 中錳鋼在各自最佳臨界退火溫度下經不同時間退火后的強塑積Fig.6 Product of strength and elongation of medium manganese steels after annealing at respective optimum intercritical annealing temperatures for different time

3 結論

1) 0.2C-5Mn-0.5Si-1.5Al鋼經熱力學計算得到最佳工藝窗口為640～670 ℃。短時間的臨界退火雖未達到熱力學平衡狀態，但其計算理論仍適用于指導退火工藝，實際最佳臨界退火溫度右移約70 ℃。

2) 經臨界區(700、730、760、790、820 ℃)短時間(3 min)退火，低溫階段(700 ℃)處于碳化物未完全溶解階段，高溫階段(760～820 ℃)處于奧氏體不穩定階段，其中730 ℃滿足最佳窗口溫度，即碳化物完全溶解且奧氏體足夠穩定，沒有馬氏體新相生成，組織由鐵素體和奧氏體構成。在730 ℃進行臨界退火可獲得最優力學性能，抗拉強度約為1041 MPa，屈服強度為921 MPa，斷后伸長率為42%，強塑積接近43 GPa·%。