淬火后的逆相變退火溫度對5%Mn冷軋中錳鋼組織與性能的影響

樊立峰， 亢 澤， 賈麗英， 徐惠敏， 高 軍

(1. 內蒙古工業大學 材料科學與工程學院， 內蒙古 呼和浩特 010051;2. 內蒙古工業大學 稀土金屬材料工程研究中心， 內蒙古 呼和浩特 010051;3. 河鋼集團邯鋼公司 技術中心， 河北 邯鄲 056015;4. 內蒙古包鋼鋼聯股份有限公司薄板坯連鑄連軋廠， 內蒙古 包頭 014010)

隨著汽車輕量化、安全性能和節能減排方面的要求不斷提高[1]，汽車用鋼的發展也隨之加快，其發展歷程可分為第一代、第二代以及第三代汽車鋼。第一代汽車鋼是目前使用最廣、應用最多的鋼種，但是第一代汽車鋼的強塑積普遍較低，一般小于15 GPa·%，無法滿足人們對汽車安全性更高的要求[2-3]；第二代汽車鋼以TWIP鋼為代表，其強塑積較高，為50～70 GPa·%[4]，但需要加入較多的Mn，通常還需要加入含量較高的Al、Si、Cu、Ni、V等微合金元素[5-6]，相對于第一代汽車鋼合金化成本高，且冶煉和軋制過程較為復雜，不利于批量化生產[7-8]；第三代汽車鋼的強塑積介于第一代和第二代汽車鋼之間，為20～50 GPa·%[4,9]，而且第三代汽車鋼的合金元素含量以及生產成本都小于第二代汽車鋼，更加符合工業化生產要求[10-12]。

第三代汽車鋼的發展有利于汽車工業節能減排，可以有效提高汽車的安全性能。中錳鋼是目前第三代汽車鋼中最具潛力的鋼種之一，具有高強度和高塑性的特點，符合先進高強汽車鋼發展要求，備受各國學者關注。董瀚等[13-14]提出了多相(Multi-phase：超細晶鐵素體、馬氏體和奧氏體的多相組織)、亞穩(Meta-stable：殘留奧氏體的形成及合金的固溶強化)、多尺度(Multi-scale：對晶粒尺寸、板條寬度、位錯密度和層錯等微觀組織的調控)的M3組織調控技術，國內外很多專家學者依據此調控技術，研發出了強塑積超過20 GPa·% 的第三代汽車鋼。本文以5%Mn冷軋中錳鋼為原料，通過改變逆相變退火溫度，研究了不同溫度退火后組織的演變規律，分析了逆相變退火工藝對中錳鋼屈服強度、抗拉強度、伸長率以及強塑積的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為冷軋態5%Mn中錳鋼，其化學成分如表1 所示，利用DSC差熱分析法測得試驗鋼Ac1=591 ℃，Ac3=736 ℃，據此制定的熱處理工藝如圖1所示。將冷軋板在930 ℃保溫20 min水淬火后，分別在660、665、675、685 ℃保溫30 min空冷至室溫，研究逆相變退火溫度對5%Mn冷軋中錳鋼組織和性能的影響。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

圖1 試驗鋼的熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment process for the tested steel

采用SHT-4605型微機控制電子萬能試驗機對逆相變退火后的試驗鋼進行拉伸試驗。拉伸試驗結束后，從試樣夾頭部位取樣，利用GX51F倒置式光學顯微鏡、FEI QUANTA650型場發射掃描電鏡和FEI TecnaiG2F20透射電鏡分析微觀組織演變，并利用布魯克D8 Advancex型X射線衍射儀測量試驗鋼中的奧氏體體積分數。

2 試驗結果及分析

2.1 退火溫度對顯微組織的影響

試驗鋼冷軋板的微觀組織如圖2所示。由圖2(a)可以看出，經過冷軋后試驗鋼的組織主要由白色的鐵素體和黑色的馬氏體組成。由圖2(b)可以看出，冷軋之后等軸鐵素體被拉長為條帶狀的變形鐵素體，同時馬氏體為板條狀。

圖2 試驗鋼冷軋板的顯微組織Fig.2 Microstructure of the cold-rolled sheet

冷軋板經過930 ℃×20 min水淬后的組織只有板條馬氏體，如圖3所示。可以看出，淬火后的組織為完全板條馬氏體，并未發現其他組織，而且板條馬氏體附近有白色的碳化物析出。

圖3 試驗鋼經930 ℃×20 min淬火后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after quenching at 930 ℃ for 20 min

圖4和圖5分別為淬火板經過不同溫度逆相變退火后的顯微組織和XRD分析結果。由圖4(a, b)可以看出，經過660 ℃逆相變退火后，試驗鋼的組織主要為超細晶鐵素體以及板條狀馬氏體的雙相混合組織，超細晶鐵素體平均晶粒尺寸為0.25 μm，馬氏體板條的平均寬度為0.26 μm。實驗室前期研究發現[7,15]，在退火溫度較低(625 ℃)時組織中會出現片狀奧氏體，但溫度升高到660 ℃時并未發現組織中有片狀奧氏體的存在。這主要是因為退火溫度升高到660 ℃以后，鋼中C元素配分比較均勻，并未出現大量C在奧氏體中偏聚的情況[16]。經過逆相變退火后組織中有一部分馬氏體破裂形成超細晶鐵素體，通過圖4(b)可以看到，在超細晶鐵素體晶界處有碳化物析出，這些碳化物在一定程度上抑制了超細晶鐵素體的長大[17-18]。由圖5可知，由于660 ℃退火溫度較低，此時奧氏體體積分數較少，為5.62%。

圖4 試驗鋼不同溫度逆相變退火后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures(a,b) 660 ℃; (c,d) 665 ℃; (e,f) 675 ℃; (g,h) 685 ℃

由圖4(c, d)可以看出，665 ℃逆相變退火后的組織主要為超細晶鐵素體、少量未破裂的馬氏體以及奧氏體，超細晶鐵素體的平均晶粒尺寸為0.28 μm，馬氏體板條的平均寬度為0.26 μm。由于逆相變退火過程中板條馬氏體破裂形成超細晶鐵素體，馬氏體板條內位錯密度降低。但在隨后的冷卻過程中，由于馬氏體相變而發生膨脹，使得超細晶鐵素體中生成一部分新的位錯[19]。退火溫度上升，鐵素體晶界上的碳化物部分溶解，為奧氏體形核提供了足夠的能量，與此同時，由XRD圖譜(如圖5所示)可知，此時奧氏體峰較高且峰面積較大，而EDS線掃描結果(如圖6所示)可知奧氏體中C、Mn含量明顯高于周圍組織，說明C、Mn元素向奧氏體中擴散，使奧氏體穩定性增加，保留到室溫下的奧氏體體積分數增加到24.24%。

圖5 試驗鋼不同溫度逆相變退火后的XRD圖譜(a)和奧氏體體積分數(b)Fig.5 XRD patterns(a) and volume fraction of austenite(b) of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures

圖6 試驗鋼在665 ℃逆相變退火后的奧氏體線掃描分析Fig.6 Line scanning analysis of austenite in the tested steel after reverse phase transformation annealing at 665 ℃

由圖4(e, f)可以看出，逆相變退火溫度升高到675 ℃后，板條馬氏體幾乎完全破裂，退火后的組織主要為超細晶鐵素體和奧氏體，馬氏體含量減少。超細晶鐵素體平均晶粒尺寸為0.30 μm，馬氏體板條平均寬度為0.28 μm，塊狀奧氏體平均晶粒尺寸為0.30 μm。退火溫度升高到675 ℃時，碳化物幾乎完全溶解，為奧氏體的形成提供了充足的能量，但由于退火溫度升高，晶粒尺寸增大，與此同時奧氏體中的C、Mn含量減少，這就使得部分尺寸較大的塊狀奧氏體穩定性較差[20]，在冷卻過程中轉變為馬氏體，因此675 ℃逆相變退火后，保留到室溫下的奧氏體體積分數相對于665 ℃逆相變退火后有所下降，此時奧氏體體積分數為22.34%。

由圖4(g, h)可以看出，逆相變退火溫度升高到685 ℃后，組織主要為板條馬氏體、超細晶鐵素體以及少量奧氏體組織，且鐵素體和奧氏體體積分數均很少，此時奧氏體體積分數只有4.43%。這主要是因為退火溫度繼續升高，奧氏體尺寸增大，單位體積內的C、Mn含量較低使奧氏體穩定性變差，在冷卻過程中發生相變，重新生成板條馬氏體[21]。

2.2 退火溫度對力學性能的影響

對不同溫度逆相變退火后的試驗鋼進行力學性能測試，結果如圖7所示。結合圖4和圖5可以看出，隨退火溫度的增加，試驗鋼的抗拉強度不斷增加，并在685 ℃逆相變退火后達到最大值，為1310 MPa。退火溫度從660 ℃增加到665 ℃時，組織中奧氏體體積分數增加，在拉伸過程中發生TRIP效應，使得抗拉強度有所提升，隨著溫度繼續提升至675 ℃時，部分不穩定的奧氏體在冷卻過程中轉變為馬氏體，此時奧氏體體積分數雖有所降低，但仍可以達到22.34%，超過20%含量的奧氏體使得TRIP效應持續發生[22]，因此馬氏體強化和TRIP效應的雙重作用使得抗拉強度繼續升高。退火溫度繼續上升至685 ℃時，奧氏體不穩定，在冷卻過程中幾乎全部轉變為馬氏體，室溫下奧氏體體積分數僅有4.43%，組織中馬氏體含量增加，抗拉強度進一步增加。同時，在685 ℃退火時組織中還存在殘留位錯，殘留位錯與馬氏體相互作用也使得強度進一步提高。

圖7 不同溫度逆相變退火后試驗鋼的力學性能(a)強度和伸長率;(b)強塑積;(c)工程應力-工程應變曲線Fig.7 Mechanical properties of the tested steel after reverse phase transformation annealing at different temperatures(a) strength and elongation; (b) product of strength and plasticity; (c) engineering stress-engineering strain curves

屈服強度隨退火溫度的升高先增加后降低，在675 ℃逆相變退火后達到最大值，為765 MPa。退火溫度從660 ℃升高到665 ℃時，奧氏體體積分數增加，TRIP效應占據主導地位，屈服強度增加。退火溫度繼續上升至675 ℃時，奧氏體體積分數變化不大，但觀察圖7(c)可以發現，此時的應力-應變曲線上有波特文-勒夏特利埃(Portevin-Le Chatelier，PLC)效應產生，PLC效應的存在會使得強度提升，屈服強度繼續上升。退火溫度繼續上升至685 ℃時，奧氏體體積分數降低，TRIP效應不明顯，而且晶粒尺寸增大，使屈服強度降低；另一方面，退火溫度增加使碳化物溶解，降低了對位錯變形的釘扎作用，位錯密度降低，多方面影響因素使得材料屈服強度降低。

隨著逆相變退火溫度的升高，試驗鋼的伸長率和強塑積均先升高后降低，并在665 ℃逆相變退火后達到最大值。退火溫度從660 ℃升高到665 ℃時，奧氏體體積分數增加到24.24%，TRIP效應持續產生，拉伸過程中奧氏體轉變為硬相馬氏體，使得頸縮位置轉移，伸長率增加[23-24]。當退火溫度升高到675 ℃時，PLC效應對伸長率產生不利影響，因此雖然奧氏體體積分數相較于665 ℃退火時變化不明顯，但伸長率下降。當溫度持續上升到685 ℃時，組織主要以板條馬氏體為主，伸長率持續降低。綜上所述，試驗鋼的綜合力學性能在665 ℃逆相變退火時最佳，此時奧氏體體積分數達到24.24%，抗拉強度為980 MPa，伸長率為23.68%，強塑積達到了23.21 GPa·%。

3 結論

1) 5%Mn中錳鋼冷軋態的組織為鐵素體和馬氏體，經930 ℃×20 min奧氏體化淬火后為完全板條馬氏體組織，再經660～685 ℃逆相變退火后的組織為超細晶鐵素體、板條馬氏體和奧氏體。

2) 660 ℃逆相變退火后的試驗鋼中組織主要為超細晶鐵素體和板條狀馬氏體，此時奧氏體體積分數為5.62%。退火溫度升高到665 ℃時，組織主要為超細晶鐵素體，少量未破裂的馬氏體和奧氏體，奧氏體體積分數增加到了24.24%。退火溫度繼續升高到675 ℃時奧氏體體積分數為22.34%；退火溫度進一步升高到685 ℃時組織主要為板條馬氏體，超細晶鐵素體，以及少量奧氏體，奧氏體體積分數降低到4.43%。

3) 隨著逆相變退火溫度由660 ℃增加至685 ℃，5%Mn中錳鋼的抗拉強度持續增加，在685 ℃逆相變退火時最高，為1310 MPa；屈服強度先升高后降低，在675 ℃逆相變退火時達到最大值，為765 MPa；伸長率先升高后降低，在665 ℃逆相變退火時達到最大值。

4) 5%Mn中錳鋼冷軋板經過930 ℃×20 min淬火和665 ℃×30 min逆相變退火后的綜合力學性能最佳，此時抗拉強度為980 MPa，伸長率為23.68%，強塑積達到了23.21 GPa·%。