兩相區(qū)退火對(duì)復(fù)合添加Al- V- Ti的TRIP鋼組織與力學(xué)性能的影響

陳立本 姜 滬 張功庭 何燕霖 李 麟

(1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072; 2.攀枝花鋼鐵研究院，四川 攀枝花 617023)

相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP鋼)作為一種低合金高強(qiáng)度汽車用鋼，具有良好的綜合力學(xué)性能以及經(jīng)濟(jì)性，近年來受到了廣泛的研究與關(guān)注[1- 2]。TRIP鋼的熱處理過程主要有兩相區(qū)退火和貝氏體等溫兩個(gè)階段。目前關(guān)于合適的兩相區(qū)退火溫度研究通常有以下幾種觀點(diǎn)：Emadoddin等[3]認(rèn)為在退火溫度為(Ac1+Ac3)/2+20 ℃時(shí)能達(dá)到最高殘留奧氏體量與最佳力學(xué)性能；Zhu等[4]認(rèn)為在保持兩相區(qū)退火組織為67%奧氏體(A)+33%鐵素體(F)(體積分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)可獲得最佳力學(xué)性能；Kim等[5]認(rèn)為兩相區(qū)退火溫度應(yīng)確保鋼中50%奧氏體+50%鐵素體的組織配比。本研究擬采用熱力學(xué)計(jì)算方法確定合適的兩相區(qū)退火參數(shù)，并結(jié)合試驗(yàn)研究?jī)上鄥^(qū)退火對(duì)復(fù)合添加Al- V- Ti的TRIP鋼組織與力學(xué)性能的影響，以期為制定合理的TRIP鋼熱處理工藝提供一定參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼為厚度1.4 mm的冷軋TRIP鋼板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of test steel (mass fraction) %

在鹽浴爐中進(jìn)行熱處理試驗(yàn)。采用微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)WANCE ETM504C進(jìn)行室溫單向拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣標(biāo)距為50 mm，拉伸速率為2 mm/min。

熱處理后試樣經(jīng)研磨、拋光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕制備成金相試樣，然后使用HITACHIS- 570S掃描電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織。透射樣品經(jīng)機(jī)械研磨至50 μm后，沖制成直徑3 mm的薄片，使用5%高氯酸酒精電解液進(jìn)行雙噴電解減薄，然后在JEM- 2010F場(chǎng)發(fā)射透射電鏡上觀察試樣的精細(xì)結(jié)構(gòu)，加速電壓為200 kV。使用18 kW D/MAX2500V型X射線衍射儀測(cè)定殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)及其含碳量，試樣經(jīng)機(jī)械拋光后使用電解拋光去除殘余應(yīng)力。采用Cu靶，管壓40 kV，管電流40 mA，掃描范圍40°～100°，步長為0.02°。

殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)由式(1)[6]進(jìn)行計(jì)算：

(1)

式中：Iγ為奧氏體(220)γ及(311)γ峰的積分強(qiáng)度的平均值，Iα為鐵素體(211)α峰的積分強(qiáng)度。

殘留奧氏體含碳量由式(2)[7]計(jì)算。

(2)

式中：a為殘留奧氏體的點(diǎn)陣常數(shù)。

2 熱力學(xué)計(jì)算與熱處理方案制定

利用Thermo- Calc(TCFE6數(shù)據(jù)庫)軟件計(jì)算得到試驗(yàn)鋼A1、A3溫度分別為705與933 ℃。同時(shí)使用DIL805A熱膨脹儀測(cè)得試驗(yàn)鋼Ac1、Ac3溫度分別為675和914 ℃。說明可采用Thermo- Calc軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼在不同退火溫度下的相組成，結(jié)果如表2所示。

表2 試驗(yàn)鋼在不同溫度退火后的相組成計(jì)算結(jié)果Table 2 Calculation results of phase composition of test steel annealed at different temperatures

由計(jì)算確定試驗(yàn)鋼的退火溫度區(qū)間為780～840 ℃，以20 ℃為間隔。該溫度區(qū)間包括了試驗(yàn)鋼40%～60%奧氏體、(Ac1+Ac3)/2±20 ℃的退火溫度區(qū)間。研究還考慮了退火時(shí)間(1、2、3、5、16 min)對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響，具體熱處理工藝如圖1所示。

圖1 試驗(yàn)鋼熱處理工藝圖Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment process of test steel

3 結(jié)果與討論

3.1 兩相區(qū)退火對(duì)試驗(yàn)鋼組織的影響

圖2(a)～2(d)為試驗(yàn)鋼在不同兩相區(qū)溫度退火后的顯微組織，由圖可知該組織由鐵素體、貝氏體及殘留奧氏體組成。此外，隨著兩相區(qū)退火溫度的升高，鋼中鐵素體含量明顯減少，貝氏體與殘留奧氏體含量增加，這與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果相吻合。

試驗(yàn)鋼在兩相區(qū)820 ℃等溫不同時(shí)間后的顯微組織如圖3所示，可以看出，隨著兩相區(qū)等溫時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸不斷增大。且退火時(shí)間較短時(shí)，貝氏體和殘留奧氏體呈較均勻規(guī)則的顆粒狀，而退火時(shí)間較長時(shí)，貝氏體和殘留奧氏體呈不規(guī)則的條狀與塊狀。分析其原因是隨著兩相區(qū)保溫時(shí)間的延長，奧氏體晶粒長大，導(dǎo)致奧氏體平均含碳量下降，在后續(xù)貝氏體等溫過程中碳元素富集不均勻，從而出現(xiàn)了條狀貝氏體組織。

圖2 試驗(yàn)鋼兩相區(qū)不同溫度退火后的顯微組織Fig.2 Microstructures of test steel annealed at different intercritical temperatures

圖3 試驗(yàn)鋼在兩相區(qū)820 ℃等溫不同時(shí)間后的顯微組織Fig.3 Microstructures of test steel after annealing at 820 ℃ for different times

3.2 兩相區(qū)退火對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響

圖4為試驗(yàn)鋼在不同兩相區(qū)溫度退火后的力學(xué)性能，可以看出，隨著兩相區(qū)退火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度先上升后下降，平均值約1 060 MPa，屈服強(qiáng)度先略微下降后上升，斷后伸長率則顯著上升后略下降，在820 ℃退火時(shí)最高，為22.4%。試驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積的變化趨勢(shì)與斷后伸長率基本一致，在820 ℃退火時(shí)獲得最佳強(qiáng)塑積為24 956 MPa·%。820 ℃為試驗(yàn)鋼的(Ac1+Ac3)/2+25 ℃溫度，此時(shí)兩相區(qū)相組成約為54%奧氏體+46%鐵素體。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同兩相區(qū)溫度退火后的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of test steel after annealing at different intercritical temperatures

圖5為試驗(yàn)鋼在820 ℃兩相區(qū)保溫不同時(shí)間、400 ℃貝氏體區(qū)等溫5 min后的力學(xué)性能。可見，試驗(yàn)鋼的斷后伸長率隨著兩相區(qū)保溫時(shí)間的延長先升高后降低，在兩相區(qū)退火時(shí)間為3 min時(shí)達(dá)到最大值23.9%，對(duì)應(yīng)強(qiáng)塑積為26 123 MPa·%。當(dāng)保溫時(shí)間延長至16 min時(shí)斷后伸長率降低至僅18.8%，強(qiáng)塑積為20 206 MPa·%。兩相區(qū)退火時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度的影響并不明顯，均保持在1 050 MPa以上。此外，兩相區(qū)退火時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼屈服現(xiàn)象的影響如表3所示，試驗(yàn)鋼的拉伸應(yīng)力- 應(yīng)變曲線如圖6所示?？梢?，隨著兩相區(qū)退火時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度不斷降低，屈服平臺(tái)的長度也不斷縮短，當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間超過5 min后，屈服平臺(tái)消失，該現(xiàn)象在文獻(xiàn)[8]中也有報(bào)道。其原因可能是隨著兩相區(qū)退火時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼中的合金元素?cái)U(kuò)散充分，柯氏氣團(tuán)溶解，降低了拉伸應(yīng)變初期對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)的釘扎作用，從而降低了試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度，縮短了屈服平臺(tái)長度，呈現(xiàn)連續(xù)屈服的特征。

圖5 試驗(yàn)鋼在兩相區(qū)820 ℃保溫不同時(shí)間后的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of test steel after intercritical annealing at 820 ℃ for different times

表3 兩相區(qū)退火時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼屈服現(xiàn)象的影響Table 3 Effect of intercritical annealing times on yield property of test steel

圖6 在兩相區(qū)溫度退火不同時(shí)間的試驗(yàn)鋼的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線Fig.6 Stress- strain curves of test steel after intercritical annealing for different times

3.3 兩相區(qū)退火對(duì)殘留奧氏體的影響

參考Chiro等[9]的研究結(jié)果，使用殘留奧氏體量與殘留奧氏體中碳含量的乘積作為殘留奧氏體的穩(wěn)定性參數(shù)(R=Vγ×Cγ)，分析了試驗(yàn)鋼力學(xué)性能與殘留奧氏體穩(wěn)定性之間的關(guān)系，結(jié)果如圖7和圖8所示。

由圖7可見，隨著兩相區(qū)等溫溫度的升高，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)整體上先升高后下降，殘留奧氏體中碳含量也呈現(xiàn)相同趨勢(shì)。在820 ℃退火時(shí)獲得最高殘留奧氏體量(21.91%)及其碳含量(1.22%)，對(duì)應(yīng)了最佳的力學(xué)性能，此時(shí)殘留奧氏體呈薄膜狀分布于貝氏體間，如圖9所示。有文獻(xiàn)[10]認(rèn)為這種形態(tài)的殘留奧氏體在應(yīng)變過程中具有較高的穩(wěn)定性。試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積與R值變化趨勢(shì)相同，820 ℃退火時(shí)獲得了最高的R值為26.7，對(duì)應(yīng)的最佳強(qiáng)塑積為24 956 MPa·%。這說明殘留奧氏體的穩(wěn)定性對(duì)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能至關(guān)重要。

由圖8可見，隨著兩相區(qū)退火時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體量及其碳含量整體上先增加后減少，在兩相區(qū)退火3 min時(shí)達(dá)到最大值，即殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為19.61%，碳含量為1.41%。其原因可能是過長的兩相區(qū)等溫時(shí)間使得試驗(yàn)鋼中奧氏體晶粒長大，降低了奧氏體晶粒的平均碳含量，在隨后貝氏體等溫過程中碳元素在殘留奧氏體中富集不足，導(dǎo)致在后續(xù)冷卻過程中部分殘留奧氏體失穩(wěn)分解，從而降低了試驗(yàn)鋼的最終殘留奧氏體量及其含碳量。同時(shí)，保溫時(shí)間過長對(duì)試驗(yàn)鋼晶粒粗化的作用也值得考慮。試驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積的變化趨勢(shì)與R值保持一致，隨著兩相區(qū)退火時(shí)間的延長，R值先升高后降低，在退火時(shí)間為3 min時(shí)R值達(dá)到最大值為27.7，此時(shí)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積也獲得最大值為26 123 MPa·%。

圖7 不同兩相區(qū)溫度退火的試驗(yàn)鋼的殘留奧氏體穩(wěn)定性與力學(xué)性能關(guān)系Fig.7 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing at different temperatures

圖8 兩相區(qū)等溫不同時(shí)間的試驗(yàn)鋼的殘留奧氏體穩(wěn)定性與力學(xué)性能關(guān)系Fig.8 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing for different times

圖9 試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的明場(chǎng)像(a)和暗場(chǎng)像(b)Fig.9 Bright field (a) and dark field images (b) of retained austenite in test steel

4 結(jié)論

(1)試驗(yàn)鋼經(jīng)不同兩相區(qū)退火工藝處理后，組織均為鐵素體、貝氏體加殘留奧氏體三相組織。其中，鐵素體含量隨著兩相區(qū)退火溫度的升高而降低。當(dāng)兩相區(qū)退火溫度為820 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼獲得較佳力學(xué)性能，此時(shí)退火組織為54%奧氏體+46%鐵素體。

(2)試驗(yàn)鋼經(jīng)820 ℃退火3 min、400 ℃貝氏體區(qū)等溫5 min后可獲得最佳力學(xué)性能，即抗拉強(qiáng)度為1 093 MPa，斷后伸長率為23.9%，強(qiáng)塑積為26 123 MPa·%。此時(shí)試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體以薄膜狀分布于貝氏體與鐵素體間，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為19.61%，其含碳量為1.41%，殘留奧氏體穩(wěn)定性參數(shù)R值最高為27.7，并與強(qiáng)塑積呈正比關(guān)系。

(3)兩相區(qū)退火時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼屈服行為影響顯著。隨著兩相區(qū)退火時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度降低、屈服平臺(tái)長度縮短。當(dāng)退火時(shí)間超過5 min后，試驗(yàn)鋼呈現(xiàn)出連續(xù)屈服的特性。