中锰钢是一种碳锰钢,其C含量和Mn含量分别为(0.1~0.3)%和(3~10)%。在淬火生成马氏体后进行α+γ两相区退火,通过奥氏体逆相变(Austenite reverted transformation,ART)可制备出具有铁素体+残留奥氏体的复相组织中锰钢[11,12]。中锰钢的力学性能随着残留奥氏体的含量和机械稳定性的变化而变化,钢的C、Mn元素含量和临界区处理工艺参数都影响其组织和性能。在决定钢强度级别的含C量确定后,Mn含量必须达到相应的门槛值才能产生足够的残留奥氏体,降低C含量必须用Mn含量的提高加以补偿。在两相区ART处理过程中,Mn元素向奥氏体中扩散富集是控制相变的动力学因素,温度越高则扩散富集速度越高；奥氏体的体积分数随着处理温度的提高而增大,达到一定数值后奥氏体中C、Mn元素含量的下降反而使其稳定性降低,造成冷却后的残留奥氏体含量降低。因此,不同成分的中锰钢有各自优化的热处理工艺、目标组织和服役性能。0.2%C-5%Mn钢和0.1%C-7%Mn钢等已经成为新型汽车板材的备选钢种,被广泛而深入地研究[13~15]。
考虑到资源成本、变形抗力和焊接性能,有必要开发低C低Mn的中锰钢以满足制备厚壁大变形工件(如膨胀套管)的需要[16~18]。但是,C、Mn含量的降低可能使原有工艺处理后的组织中残留奥氏体的含量过低,难以满足成型性能的要求,因此必须设计新的热处理工艺以最大限度地利用C、Mn元素稳定奥氏体的潜力。利用C、Mn元素在α+γ两相区偏向奥氏体中富集的特性,设计出“二步法ART处理”工艺[19,20]：第一步ART处理是在两相区的中温区退火以得到铁素体+不稳定奥氏体(出炉空冷时转变为马氏体)组织,最大限度地向马氏体中富集C和Mn元素；第二步是重新加热到两相区的低温区后再次退火,使第一步退火生成的马氏体发生ART相变产生稳定的残留奥氏体。鉴于此,本文制备一种低碳低锰0.1%C-3%Mn中锰钢,研究ART处理工艺对其显微组织和力学性能的影响。
1 实验方法
实验用钢采用50 kg真空感应炉熔炼,其化学成分列于表1。将铸锭在1200℃锻造后加热到1100℃热轧成厚度为12 mm的钢板。使用Thermal-Cal热力学计算软件计算出实验钢的相变点Ac1和Ac3分别为630℃和792℃。
表1 实验钢的化学成分
Table 1
| C | Si | Mn | P | S | Al | Ti | N |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 0.1 | 0.3 | 3.1 | 0.008 | 0.002 | 0.03 | 0.02 | 0.0041 |
将实验用钢板加工成直径3 mm、长度10 mm的圆柱状试样,使用L78RITA型全自动相变仪进行热模拟实验,以研究其组织转变行为。控温程序为：先以5℃/s的速率将试样的温度升高到500℃,再以1℃/s的速率升温到两相区内的某一温度,保温一定时间后以1℃/s的速率冷却到室温,得到全过程的时间-膨胀量和温度-膨胀量曲线。根据热膨胀结果确定热处理制度。
由实验钢板上切取尺寸为70 mm×80 mm×12 mm的试样,根据热膨胀实验结果设计热处理方案：(1)一步法临界区ART热处理：将试样加热到670℃保温2.0 h,随后空冷至室温,记作670℃×2.0 h；(2)两步法ART处理：将试样先加热到740℃保温0.5 h后出炉空冷,再分别加热到温度T(T=650℃、660℃、670℃、680℃)保温1.0 h后空冷至室温,记作740℃×0.5 h+T×1.0 h。同时,在两步法ART处理时还设计了炉冷工艺：先加热到740℃保温0.5 h,然后随炉冷却至670℃保温1.0 h,然后空冷至室温,记作740℃×0.5 h→670℃×1.0 h。
将热处理试样研磨、抛光后用4%硝酸酒精溶液腐蚀,在LEXTTMOLS300型激光共聚焦显微镜(Laser Scanning Confocal Microscope, LSCM)上观察其显微组织。使用电子背散衍射分析(EBSD,Crossbeam 550 FIB/SEM集成的EBSD系统)分析试样的微结构。将试样研磨、机械抛光后用XD17110A型电解抛光仪进行电解抛光。电解液为10%的高氯酸和90%酒精溶液,抛光电压设为20 V,电解时间~30 s。将试样经研磨、抛光后进行双喷减薄,电压为30 V,温度为-25℃,用TECNCI G20型透射电子显微镜分析组织中相的形态、尺寸和分布以及析出物。
用BRUKER D8 ADVANCE型X射线衍射仪(XRD)测定残留奥氏体含量及其中的碳含量,设定参数为：CuKα射线,管电压40 kV,衍射角40°~110°,步长0.04°,扫描速度2(°)/min。根据衍射图谱中铁素体峰(bcc)和奥氏体峰(fcc)的积分强度,可计算残留奥氏体的体积分数[21]
其中Iγ 为奥氏体峰(200) γ 、(220) γ 和(311) γ 的平均积分强度；Iα 为铁素体峰(200) α 、(211) α 的平均积分强度。
残留奥氏体中的碳含量(质量分数)为[22]
其中
为奥氏体的点阵参数(nm),λ,(h k l)和θhkl 分别是衍射波长、三个Miller指数和衍射角。
用AG-XPLUS 100kN试验机对热处理试样进行室温拉伸实验,试样的直径为5 mm、标距为25 mm,拉伸速度为2 mm/min。使用摆锤式冲击试验机对Charpy V型试样进行室温冲击实验,冲击试样的尺寸为10 mm×10 mm×55 mm,拉伸和冲击实验结果取3次测试结果的平均值。
2 结果和讨论
2.1 实验钢的热轧态组织和性能
图1a表明,实验钢的热轧态显微组织为铁素体基体+岛状组织的粒状贝氏体。实验钢奥氏体化后,以0.5℃/s冷却的热模拟试样具有与热轧态相似的显微组织,如图1b所示,表明这一冷速与12 mm厚热轧板的空冷冷速相近。图1c给出了以0.5℃/s的速度冷却时膨胀量-温度曲线。可以看出,贝氏体转变的温度范围为550℃~350℃,在此温度范围C元素可以有限扩散,而Fe和Mn元素的扩散受限,因此过冷奥氏体以切变形式转变为贝氏体铁素体,部分C元素扩散到残留奥氏体中。除了因贝氏体相变产生的中温膨胀,冷却到100℃左右膨胀量-温度曲线仍然因有小幅度膨胀而偏离直线。这表明,碳的富集使奥氏体的稳定性略有提高,但不是完全稳定,还可能发生马氏体相变,最后形成马氏体/奥氏体的岛状组织,即M/A岛[23]。测试了实验钢的热轧态试样的力学性能。结果表明,钢的强度较高,屈服强度为630 MPa,抗拉强度为880 MPa,而塑性和变形能力较差,总延伸率为16%,均匀延伸率仅为7%,韧性也比较低,冲击吸收功为40 J。
图1
图1
实验钢的热轧态显微组织以及热膨胀模拟试样的显微组织和膨胀曲线
Fig.1
Microstructures of hot-rolled plate (a) and microstructures (b) and dilatation curve (c) of thermal dilatation simulation sample after cooling at 0.5℃/s, during cooling stage revealing the phase transiformation
2.2 一步法ART处理的结果
使用膨胀仪对热轧态试样进行一步法ART处理实验模拟,结果如图2所示。从图2a和b中的660℃×1.5 h处理过程的膨胀曲线和显微组织可以看出,试样退火处理后体积略有收缩,在冷却过程中没有发生二次马氏体相变；从显微组织照片可见,组织中第二相的形貌为颗粒状或长条状,体积分数约为5%。根据综合分析,660℃处理后的显微组织为铁素体基体上分布颗粒状碳化物及条状奥氏体的混合组织。从图2c和d可见,从680℃×1.5 h处理过程中的膨胀曲线和显微组织可以看出,试样在退火处理过程中体积明显收缩,冷却到180℃左右发生了二次马氏体转变；处理后的显微组织为铁素体基体上平行分布的层片状第二相,体积分数约20%左右。实验结果表明,在680℃处理时奥氏体逆转变比较充分,但是奥氏体稳定性较差,层片状的第二相为奥氏体和马氏体的混合组织。由于机械稳定性高的残留奥氏体对成型性能有利而马氏体相反,因此选择在670℃进行一步法ART热处理。考虑到在较低温度下需更长的保温时间方能完成奥氏体逆转变,因此试样在670℃的热处理时长为2.0 h。
图2
图2
在不同温度模拟ART处理1.5 h的实验钢其热膨胀曲线和显微组织
Fig.2
Thermal dilatation curves and microstructures of samples treated at different temperature for 1.5 h (a) thermal dilatation curve and (b) microstructure for 660℃, (c) thermal dilatation curve and (d) microstructure for 680℃
实验钢热轧态试样进行670℃×2.0 h的ART处理后的光学显微组织,如图3所示。可以看出,其显微组织为铁素体基体上分布着两种形貌的第二相。一种是沿着原奥氏体晶界和板条边界方向分布的长条状组织,即退火过程中逆转变形成的奥氏体。碳、锰元素的富集使其稳定性提高,因此冷却到室温后形成残留奥氏体。另一种是在板条内析出的颗粒状碳化物,表明处理温度较低,碳化物未完全溶解。根据XRD衍射谱确定组织中奥氏体的含量为6.5%,奥氏体的含碳量为0.72%。实验钢经670℃×2.0 h的ART处理后的力学性能测试结果表明,屈服强度为510 MPa,抗拉强度为710 MPa,总延伸率为27%,均匀延伸率为14%,冲击吸收功为110 J。可以看出,与热轧态相比,其强度有所降低而塑韧性提高,但是其均匀延伸率难以满足大变形的要求。
图3
图3
制度为670℃×2.0 h的ART退火处理实验钢的显微组织
Fig.3
Microstructure of experimental steel after ART annealing at 670℃×2.0 h
2.3 二步法ART处理的结果
由于实验钢的C、Mn含量较低,用一步法ART处理难以生成足够体积分数的残留奥氏体,均匀延伸率还未达到20%的性能要求,因此进行二步法ART处理。用相变仪对实验钢热轧态试样进行临界区预处理模拟,结果如图4所示。图4a和b表明,720℃×1.0 h和740℃×1.0 h处理后的显微组织为铁素体基体上分布层片状的马氏体,马氏体的含量分别为25%和35%左右。随着处理温度的提高马氏体层片变粗。图4c中在740℃处理后冷却过程的膨胀曲线证实,奥氏体发生了马氏体转变,Ms约为350℃。第一步ART处理的目的是最大限度地向马氏体(高温时为奥氏体)中富集C和Mn元素,因此在防止马氏体层片相互合并的前提下生成尽可能多的马氏体是有利的,即马氏体含量为30%~40%的效果最佳,因此选择740℃作为第一步热处理温度。
图4
图4
二步法ART预处理后实验钢的模拟试样显微组织和冷却过程中的热膨胀曲线
Fig.4
Microstructure of sample treated by the two-step ART pre-treatment (a) 720℃×1.0 h, (b) 740℃×1.0 h; and (c) the thermal dilatation curve during the cooling process after 740℃×1.0 h
对实验钢的热轧态试样进行二步法ART退火处理,其显微组织如图5所示。为提高工艺效率,选择预处理制度为740℃×0.5 h,图5a给出了处理后的显微组织。可以看出,其显微组织是以在铁素体基体上分布层片状马氏体为主,同时在原奥氏体晶界和贝氏体板条群边界上有块状马氏体,其总体积分数约为40%。将预处理试样再次分别加热到650℃、660℃、670℃和680℃处理1.0 h,其显微组织如图5b~5e所示。可以看出,随着处理温度的提高,第二相由颗粒状碳化物+少量细条状奥氏体过渡到较多的粗条状奥氏体。对二步法ART处理试样进行XRD物相分析,残留奥氏体体积分数和含碳量的定量计算数据列于表2中。结果表明,在650℃、660℃、670℃和680℃处理后的残留奥氏体含量分别为6.7%、12.5%、14.1%和14.4%,而残留奥氏体的含碳量约为0.7%变化不大。在ART处理温度范围内,奥氏体中C元素的溶解度随着温度的升高略有提高,随着Mn含量的提高而略有下降,而Mn元素的溶解度不受限制。随着处理温度的提高奥氏体的含量提高,在670℃~680℃进行第二步ART处理时,实验钢中残留奥氏体的含量最高。低于此温度处理时残留奥氏体含量下降,多余的碳以碳化物形式析出；其原因是,在高于此温度处理时,尽管在高温下奥氏体的体积分数增加,但是稳定性下降使室温下的残留奥氏体减少。
图5
图5
二步法ART处理后实验钢的显微组织
Fig.5
Microstructures of sample treated by two-step ART treatment (a) pretreatment at 740℃×0.5 h, (b) 740℃×0.5 h+650℃×1.0 h, (c) 740℃×0.5 h+660℃×1.0 h, (d) 740℃×0.5 h+670℃×1.0 h, (e) 740℃×0.5 h+680℃×1.0 h, (f) 740℃×0.5 h→670℃×1.0 h
表2 实验钢二步法ART处理组织中的残留奥氏体含量和含碳量及其力学性能
Table 2
| Heat treatment | /% | /% | Rp0.2 /MPa | Rm /MPa | At /% | Au /% | Akv /J | PSE /GPa·% |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 740℃×0.5 h+650℃×1.0 h | 6.7 | 0.67 | 503 | 668 | 34.0 | 17.0 | >250 | 22.71 |
| 740℃×0.5 h+660℃×1.0 h | 12.5 | 0.71 | 492 | 681 | 40.7 | 24.0 | >250 | 27.72 |
| 740℃×0.5 h+670℃×1.0 h | 14.1 | 0.70 | 476 | 686 | 40.7 | 25.0 | 229 | 27.92 |
| 740℃×0.5 h+680℃×1.0 h | 14.4 | 0.72 | 487 | 788 | 37.3 | 22.0 | 163 | 29.39 |
| 740℃×0.5 h→670℃×1.0 h | 1.7 | 0.61 | 531 | 1000 | 20.5 | 10% | 28 | 20.53 |
图6给出了实验钢热轧态试样二步法ART处理后的拉伸应力-应变曲线,相应的力学性能测试结果列于表2。可以看出,随着第二步ART处理温度从650℃升高到680℃,钢的屈服强度先缓慢下降后升高。其原因是,在显微组织由(铁素体+奥氏体+碳化物)过渡到(铁素体+奥氏体)再过度到(铁素体+奥氏体+二次马氏体)的过程中组成相的种类和比例发生了变化,而二次马氏体的产生是屈服强度逆势升高的直接原因。随着处理温度的升高抗拉强度先慢后快地提高,体积分数不断增大而稳定性不断降低。发生大变形时一部分残留奥氏体因形变诱发相变而转变成马氏体,使抗拉强度缓慢提高,而二次马氏体是抗拉强度快速提高的直接贡献者。随着处理温度的提高延伸率先升高后降低的原因,是奥氏体含量的提高反而使其稳定性降低,部分转变为二次马氏体。与塑性的变化规律不同,冲击吸收功随着处理温度的提高而单调下降,可能与铁素体和奥氏体相的晶界和相界面积不断减少有关。
图6
图6
二步法ART处理后实验钢的工程应力-应变曲线
Fig.6
Stress-strain curve of the specimens treated by two-step ART treatment
在660℃~680℃进行第二步ART处理均能得到良好的塑性变形性能,总延伸率大于35%,均匀延伸率大于20%,在670℃处理的试样的综合性能最佳。残留奥氏体的含量和稳定性较高,使其综合力学性能最佳,此时屈服强度为470 MPa,抗拉强度为680 MPa,总延伸率为40.7%,冲击吸收功为163 J,均匀延伸率高达25%,强塑积也达到27.92 GPa·%的水平。虽然在680℃处理的试样其抗拉强度最高,但是其塑韧性并不是最佳的。其原因是,在过高的温度处理后较多的奥氏体使C、Mn配分不足,组织中开始出现二次马氏体。同时,机械稳定性较低的残留奥氏体在拉伸变形时易发生应变诱发马氏体转变,使其强度提高而使其塑性恶化。上述结果表明,对实验钢热轧态试样进行740℃×0.5 h的预处理后再进行670℃×1.0 h的二次处理,能得到理想的组织和性能。作为对比,将实验钢热轧态试样进行740℃×0.5 h的预处理后炉冷再进行670℃×1.0 h处理的结果,也在图5和表2中给出。图5f表明,在炉冷二步法处理的组织中条状第二相体积分数虽然低于预处理状态,但是仍然高于25%。XRD物相分析结果表明,组织中残留奥氏体的含量低于2%,由此可确定层片状第二相主要是马氏体组织。力学性能测试的结果表明,炉冷处理极大地降低塑、韧性,均匀变形能力甚至不如670℃×2.0 h的一步法处理。
图7
图7
实验钢经740℃×0.5 h+670℃×1.0 h处理后的EBSD图
Fig.7
Phase map (a) for BCC (red) and FCC (blue) phases, inverse pole figure (IPF) map (b) of sample subjected to two-step ART treatment: 740℃×0.5 h+670℃×1.0 h
图8
图8
实验钢经740℃×0.5 h+670℃×1.0 h处理后的TEM照片
Fig.8
TEM images after heat treatment of 740℃×0.5 h+670℃×1.0 h (a) bright field image and (b) dark field image showing blocky austenite (γB), (c) bright field image and (d) dark field image showing lathy austenite (γL)
图9
图9
实验钢经740℃×0.5 h+670℃×1.0 h处理后的STEM照片和EDS面扫描结果
Fig.9
STEM image (a) and EDS mapping (b) of Mn in sample treated by 740℃×0.5 h+670℃×1.0 h
从TEM照片可以看出,图8a和b中的残留奥氏体尺寸较大,呈块状。结合图7的EBSD表征结果,可确定其为原奥氏体晶界处分布的块状残留奥氏体。图8c和d给出的薄膜状残留奥氏体尺寸细小,厚度为几十到几百纳米,与基体呈交替分布状态。图9a给出了奥氏体相的STEM像,对其面扫描的结果表明,奥氏体为富Mn区。用TEM附带的EDS半定量分析奥氏体(位置1)及邻近铁素体基体(位置2)的微区成分,发现奥氏体与素体基体中的Mn含量分别为4.47%和0.71%,即奥氏体中的Mn含量是铁素体基体中的6倍以上。与实验钢化学成分相比,奥氏体中的Mn含量显著提高。进行上临界区预处理提高微区Mn含量再进行下临界区的二步ART处理,使Mn元素向逆变奥氏体中进一步浓缩。这是产生更多尺寸细小、分布均匀且机械稳定性强的残留奥氏体的关键,也是使其力学性能最佳的主要原因。
3 结论
(1) 0.1%C-3.0%Mn中锰钢12 mm厚热轧板的显微组织为粒状贝氏体。对实验钢热轧态试样进行670℃×2.0 h一步法ART处理后,得到在铁素体基体上分布颗粒状碳化物和层片状残留奥氏体的复相组织,残留奥氏体的含量仅为6.7%,钢的屈服强度为510 MPa,抗拉强度为710 MPa,总延伸率为26.9%,均匀延伸率为14%,冲击吸收功为110 J。残留奥氏体含量较少的钢,其塑性和均匀变形能力较低。
(2) 对实验钢热轧态试样进行740℃×0.5 h预处理后再在660℃~680℃进行1.0 h的二步ART处理后得到12%~14%的残留奥氏体,钢的总延伸率大于35%,均匀延伸率大于20%。进行740℃×0.5 h+670℃×1.0 h处理后,残留奥氏体的含量较高且稳定性好,钢的屈服强度为470 MPa,抗拉强度为680 MPa,总延伸率为40%,均匀延伸率高达25%,冲击吸收功为160 J。与一步法ART处理相比,用二步法ART处理不仅增大了退火温度区间,还能生成更多的残留奥氏体,使0.1%C-3%Mn中锰钢的成型性能显著改善。
(3) 将实验钢热轧态试样进行740℃×0.5 h的预处理后炉冷接着进行670℃×1.0 h处理,得到在铁素体基体上分布约25%的层片状马氏体组织。这种处理使钢的塑、韧性都受到很大的破坏,均匀变形能力甚至不如670℃×2.0 h的一步法处理。
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