黄龙, 邓想涛
, 刘佳, 王昭东
东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 沈阳 110819
HUANG Long, DENG Xiangtao, LIU Jia, WANG Zhaodong
文献标识码: TG113
通讯作者:
收稿日期: 2016-08-17
网络出版日期: 2017-03-20
版权声明: 2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介:
作者简介 黄 龙,男,满族,1990年生,博士生
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摘要
采用完全淬火+两相区淬火+临界区淬火的三步热处理方式,利用SEM、EBSD、XRD、TEM和EPMA等手段研究了0.12C-3.0Mn低碳中锰钢组织演变规律和力学性能,并对0.12C-3.0Mn钢进行了-40~-196 ℃的系统低温冲击实验研究。结果表明,三步热处理后0.12C-3.0Mn钢的组织为临界铁素体、马氏体/贝氏体和残余奥氏体,残余奥氏体呈块状和条状分布在原奥氏体晶界上和马氏体/贝氏体板条界上,残余奥氏体主要通过临界淬火富集C和Mn元素达到稳定,室温下稳定的残余奥氏体含量最高可达到15%。由于残余奥氏体的应变诱导塑性(TRIP)效应,0.12C-3.0Mn钢具有良好的塑性和优异的低温韧性：断后总延伸率高于30%,均匀延伸率高于16%,-80 ℃下冲击功可达到200 J。
关键词：
Abstract
Low carbon and low alloy steels require good combination of strength and ductility to ensure safety and stability of structures, and the low temperature toughness has become more significant to low carbon low alloyed high performance steel recently. Retained austenite plays a great role in a multiphase system to improve the toughness of steel as a result of the deformation induced transformation of retained austenite when the steel deformed. In this work, the characterization of multiphase microstructure including retained austenite, tempered martensite and intercritical ferrite which obtained by a three-step intercritical heat treatment in a low carbon medium manganese steel were studied, and the low-temperature impact toughness evolution from -40~-196 ℃ during the process were analyzed. The results showed that C and Mn distributed unevenly after intercritical quenching and were benefit to martensite inverse transformation to austenite, and the enriched C and Mn elements can improve the stability of reverted austenite during the tempering process. The impact energy of the steel is 200 J at -80 ℃ during the processes at intercritical quenching temperature 720 ℃ and tempering temperature 640 ℃, and the energy of impact crack formation and propagation at different temperature were also analyzed.
Keywords：
强度、塑性和韧性是钢铁材料的三大重要性能指标,通常情况下材料的强度和塑韧性相互制约,其强度较高时,塑韧性就会相应较低,兼具高强度和高塑韧性的材料一直受到广泛的关注。相关研究表明[1~6],钢中存在的亚稳态奥氏体可明显改善钢材的塑韧性。20世纪40年代,加拿大国际镍公司利用奥氏体可以降低韧脆转变温度提高韧性的原理,率先研发出Ni系列超低温钢[7]。20世纪70年代,Niikura和Morris[8]及Kim等[9]采用临界热处理工艺,在Mn钢中获得了大量的残余奥氏体,大幅度提高了Mn钢的塑韧性。近年来,科研人员开发出第三代高强高塑性汽车钢,Speer等[10~12]提出了淬火-碳配分(Q-P)工艺,在马氏体板条间获得一定量的薄膜残余奥氏体,强塑积达到了20 GPa%。徐祖耀[13,14]在Q-P工艺的基础上进行改进,提出了淬火-碳配分-回火(Q-P-T)工艺。尚成嘉课题组[15~18]采用两步临界热处理工艺,在5Mn钢中获得了25%残余奥氏体,使其抗拉强度达到1000 MPa,塑性达到30%,-80 ℃低温冲击韧性达到65 J,强塑积达到了30 GPa%。充分利用亚稳态奥氏体形变诱导相变(TRIP)提高塑韧性的作用,可以研发出价格低廉的超高塑韧性的钢材。
本工作通过临界热处理的方法对一种0.12C-3.0Mn低碳中锰钢进行研究,探索不同热处理工艺下组织和低温韧性的演变规律。
0.12C-3.0Mn钢的化学成分(质量分数,%)为：C 0.12,Mn 2.98,Si 0.21,Fe余量。添加较少含量的C以获得更好的强韧性配比和良好的焊接性能,Mn是奥氏体稳定化元素。0.12C-3.0Mn钢通过50 kg真空感应炉进行冶炼,随后采用两阶段控制轧制的方法将铸坯轧制成12 mm厚的钢板并空冷到室温。在热轧板上取直径3 mm、长10 mm试样,在Formaster-FII全自动相变仪上测定试样平衡状态下奥氏体转变的开始温度Ac1和奥氏体转变的终了温度Ac3分别为690和840 ℃。热处理工艺如图1所示：将试样加热到900 ℃保温30 min后淬火至室温,再加热到两相区720 ℃保温20 min后淬火至室温,之后加热到临界区620~680 ℃ (620、640、660、680 ℃,分别记为CQ620、CQ640、CQ660和CQ680)保温20 min后淬火至室温获得不同的残余奥氏体组织。拉伸试样沿垂直于轧制方向取样,采用直径5 mm、标距为25 mm标准试样,在GMT7000 (SANS)型微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸实验,拉伸速率为1 mm/min。冲击试样沿钢板纵向取样,采用10 mm×10 mm×55 mm的V形缺口标准样,利用Instron 9250HV型落锤冲击试验机进行低温和超低温(-40~-196 ℃)韧性性能测试。
图1 0.12C-3.0Mn钢三步临界热处理工艺示意图
Fig.1 Schematic of three-step intercritical heat treatment of the 0.12C-3.0Mn steel
对热处理后的试样进行研磨、机械抛光和4%的硝酸酒精试剂腐蚀后,在Ultra 55场发射扫描电子显微镜(SEM)下进行微观组织观察。经电解抛光后采用Ultra-55 SEM配备的Oxford EBSD系统进行电子背散衍射分析,电解抛光液为C2H5OH∶HClO4∶H2O=13∶2∶1 (体积比)。采用配备Cu靶的D/max 2400型X射线衍射仪(XRD)对试样进行残余奥氏体含量检测。采用Tecnai G2 F20场发射透射电子显微镜(TEM)对组织中残余奥氏体的形态和分布情况进行分析,在JXA-8530F电子探针显微分析仪下对钢中C和Mn元素分布情况进行表征。
图2给出了通过热膨胀法测得的0.12C-3.0Mn钢热轧和两相区淬火后的相变点。热轧后,平衡态下马氏体向奥氏体转变的开始温度Ac1为690 ℃,经过第一步奥氏体化淬火和第二步两相区淬火后Ac1降低至594 ℃。由此可知,在第三步620~680 ℃临界区淬火时,马氏体向奥氏体逆转变能够进行。Ac1降低的原因是在两相区淬火过程中,发生了合金元素的再分配,合金元素富集的区域相变温度降低,同时有利于提高逆相变奥氏体的稳定性。
图3为0.12C-3.0Mn钢经不同阶段热处理后的SEM像。可以看出,900 ℃完全奥氏体化淬火后的组织主要为板条马氏体(图3a),经过两相区(720 ℃)淬火后组织为贫碳铁素体+富碳马氏体/贝氏体(图3b),再经过临界区(620~680 ℃)淬火后,钢的组织仍然以铁素体+马氏体/贝氏体为主(图3c~f)。但是,其组织形态随着临界热处理温度的不同而不断变化：CQ620组织为铁素体+回火马氏体,板条结构不明显;随着临界淬火温度逐渐升高,CQ640和CQ660中马氏体/贝氏体的板条结构逐渐变得清晰;CQ680中板条结构已经非常清晰。
图2 膨胀法测得0.12C-3.0Mn钢热轧和两相区淬火后的相变点
Fig.2 Determination of critical points of 0.12C-3.0Mn steel after hot rolled and intercritical quenched by dilatometric method
临界区淬火是一个逆相变过程,随着淬火温度的升高,逆转变的奥氏体逐渐增多,淬火后所形成的新生马氏体/贝氏体也逐渐增多,板条结构越来越清晰。620 ℃淬火时,由于淬火温度较低,逆转变的奥氏体非常少,并且这些奥氏体会从周围的马氏体中吸收较多的C和Mn而保持很高的稳定性,淬火时也不会发生马氏体相变,所得到的组织主要为回火马氏体+铁素体;随着淬火温度(640和660 ℃)升高,逆转变的奥氏体逐渐增多,由不稳定的奥氏体淬火转变的新生马氏体也增多,板条结构随淬火温度升高而逐渐清晰;当在680 ℃淬火时,由于淬火温度已经非常接近Ac1,会有大量的逆转变的奥氏体形成,而逆转变的奥氏体吸收的C和Mn没有低温淬火时充分,在淬火过程中就会有大量的不足够稳定的逆转变奥氏体再次相变为新生马氏体,因此,CQ680组织为铁素体+新生马氏体/贝氏体+一定量的回火马氏体,表现出明显的板条结构。
图3 0.12C-3.0Mn钢经不同阶段热处理后的SEM像
Fig.3 SEM images for 0.12C-3.0Mn steel after different stage heat treatments
(a) austenitizing quenching
(b) intercritical quenching
(c~f) critical quenching at 620 ℃, 640 ℃, 660 ℃ and 680 ℃, respectively
图4为在不同临界温度下淬火后试样的EBSD像,图中红色区域代表残余奥氏体。由图可知,在CQ620 (图4a)的组织中能观察到少量的残余奥氏体存在,随着临界淬火温度升高,CQ640~CQ680 (图4b~d)中残余奥氏体的含量逐渐增多。图4e为CQ680的大小角度晶界图,图中黑色线代表取向差大于15°的大角度晶界,红色线为取向差小于15°的小角度晶界。对比图4d和e可知,残余奥氏体主要分布在取向差较大的大角度晶界上,这是因为大角度晶界上能量较高,逆转变奥氏体容易在此形核长大[19]。由于EBSD观察的区域具有局限性,采用XRD对CQ620~CQ680试样进行残余奥氏体含量的测定,结果如图5所示。图4a中显示CQ620具有少量残余奥氏体存在,但由于残余奥氏体非常少,受实验设备精度的限制并未在XRD谱中发现残余奥氏体的衍射峰。CQ640、CQ660和CQ680中残余奥氏体衍射峰逐渐升高,这也表明了随着临界淬火温度的升高残余奥氏体的含量逐渐增多,从CQ640的10%增加到CQ680的15%。
图4 不同温度临界区热处理后试样的EBSD像
Fig.4 EBSD images of retained austenite in samples of CQ620 (a), CQ640 (b), CQ660 (c), CQ680 (d) and CQ680 grain boundary (e)
图6 CQ680试样中残余奥氏体形态TEM像
Fig.6 Bright-field (a) and dark-field (b) TEM images of retained austenite in sample CQ680
CQ680试样的TEM像如图6所示。残余奥氏体主要呈条状或粒状分布在铁素体晶界和铁素体与马氏体/贝氏体的晶界上,采用EDS测定残余奥氏体中C和Mn的含量分别高达4.69%和7.58%,说明在临界区淬火过程中,逆转变的残余奥氏体从其周边的马氏体和奥氏体中富集了大量的C和Mn奥氏体稳定元素,使其稳定性提高,临界区淬火后仍能保持稳定存在,Cai等[20]和Xie等[6,18]的研究也表明了相同的现象,所以,有必要分析临界热处理后试样中C和Mn的分布情况。图7为CQ680的电子探针C和Mn面扫描图,图中亮色区域代表C和Mn浓度较高,说明C和Mn同时在马氏体板条上和晶界上有明显的富集现象,这种富集现象对马氏体逆转变进程和逆转变后奥氏体的稳定性有利[21]。
表1为0.12C-3.0Mn钢经不同临界温度热处理后的拉伸性能。由表可知,其屈服强度随着临界热处理温度的升高而降低,而抗拉强度则随着临界热处理温度的升高出现了先减小后增大的现象。分析认为,这主要和临界热处理过程中残余奥氏体的逆转变有关。临界淬火温度较低(620 ℃)时,钢中的组织以回火马氏体为主,残余奥氏体非常少,抗拉强度较高。临界淬火温度升高(640和660 ℃),钢中残余奥氏体含量增多,抗拉强度降低;680 ℃临界淬火时,温度已经非常接近Ac1,保温过程中会有大量的富碳马氏体逆转变为奥氏体,在后续淬火过程中,其中不够稳定的逆转变奥氏体再次发生了马氏体相变,形成了新生马氏体/贝氏体,正是这些新生马氏体/贝氏体使抗拉强度增大到了710 MPa。0.12C-3.0Mn钢经临界热处理后具有超高的塑性,断后延伸率从30.4%增大到40.4%,均匀延伸率从16%增大到24%。
图7 CQ680试样中C和Mn元素分布图
Fig.7 Images of distributions of C (a) and Mn (b) elements in sample CQ680
表1 0.12C-3.0Mn钢不同温度临界热处理后的拉伸性能
Table 1 Mechanical properties of samples after heat treatment at different temperatures
| Sample | σs / MPa | σb / MPa | A / % | Ag / % |
|---|---|---|---|---|
| CQ620 | 505 | 640 | 30.4 | 16 |
| CQ640 | 480 | 625 | 34.8 | 22 |
| CQ660 | 455 | 625 | 36.0 | 24 |
| CQ680 | 440 | 710 | 40.4 | 24 |
为了研究临界热处理对0.12C-3.0Mn钢的低温冲击韧性的影响,对不同临界温度淬火后的试样进行了-40~-196 ℃的冲击实验。表2为低温和超低温下CQ620~CQ680对应的残余奥氏体含量及其相应的冲击功,0.12C-3.0Mn钢在4组工艺条件下均表现出了良好的低温韧性。在-40 ℃时,CQ620~CQ680的冲击功分别为257、278、262和113 J,其中CQ640的最高,达到了278 J。当冲击温度下降到-80 ℃时,CQ620~CQ680的冲击功有所下降,分别为181、210、100和76 J。冲击温度继续下降到-100 ℃时,CQ620和CQ640的冲击功仍能达到123和120 J。这表明了本研究中0.12C-3.0Mn钢经过临界热处理后,不仅获得了优良的强度及塑性,还大大提高了其低温冲击韧性。
表2 CQ620、CQ640、CQ660和CQ680中残余奥氏体含量及其低温冲击功
Table 2 Volume fraction of retained austenite (RA) and impact energy of CQ620, CQ640, CQ660 and CQ680
| Sample | Volume fraction | Impact energy / J | ||||
|---|---|---|---|---|---|---|
| of RA / % | -40 ℃ | -80 ℃ | -100 ℃ | -150 ℃ | -196 ℃ | |
| CQ620 | 7 | 257 | 181 | 123 | 42 | 3 |
| CQ640 | 10 | 278 | 210 | 120 | 47 | 4 |
| CQ660 | 13 | 262 | 100 | 88 | 36 | 8 |
| CQ680 | 15 | 113 | 76 | 63 | 11 | 8 |
图8为CQ640、CQ660和CQ680的-40和-80 ℃冲击试样断口形貌。冲击温度为-40 ℃时,CQ640和CQ660试样断口布满大量的韧窝,呈韧性断裂,而CQ680试样断口呈现河流状花样,为典型的准解理脆性断裂;冲击温度为-80 ℃时,CQ640试样断口仍然布满韧窝,为韧性断裂,而CQ660的断口形貌由大量韧窝状转变为与CQ680相似的河流状花样,这说明CQ660在冲击温度由-40 ℃降到-80 ℃过程中断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂。
图8 冲击试样断口形貌
Fig.8 Fracture morphologies of impact samples of CQ640 (a, d), CQ660 (b, e), CQ680 (c, f) at -40 ℃ (a~c) and -80 ℃ (d~f)
图9为0.12C-3.0Mn钢在不同工艺条件和冲击温度下的冲击功曲线及示波冲击位移-载荷、位移-吸收能量曲线。由图9a的低温冲击功曲线可以看出,-40和-80 ℃的冲击功随着临界淬火温度的升高先增大后减小,曲线中均出现了一个急剧下降的拐点,分别为CQ660和CQ640 (图9a中点A和B)。-100和-150 ℃的冲击功曲线的趋势相似,均随着临界淬火温度升高而缓慢降低。而不同临界淬火温度的试样在-196 ℃下的冲击功值变化则不大。临界热处理温度对试样的低温冲击韧性具有明显的影响,在-40和-80 ℃ 2个温度下,CQ680和CQ660 2组试样的残余奥氏体含量较高,而冲击韧性却出现了大幅度的下滑,文献[22]中也出现了类似的残余奥氏体的含量与冲击韧性矛盾的现象。由图3和5可知,影响钢的低温冲击韧性的因素主要有2个：一方面,临界淬火温度升高,在淬火过程中新生的马氏体板条增多,这些马氏体为脆性相,可能成为裂纹扩展的路径,使韧性降低;另一方面,随着临界淬火温度的升高,钢中残余奥氏体的含量逐渐增多,残余奥氏体具有抑制裂纹扩展的作用,会提高低温韧性[23],但这与本实验结果相反。因此,有必要研究造成韧性降低的具体原因。
图9 不同工艺条件和冲击温度下试样的冲击功曲线及示波冲击位移-载荷和位移-吸收能量曲线
Fig.9 Impact energy curves of samples at -40~-196 ℃ (a) and load and absorbed energy vs displacement curves (b~d) of samples at -40 ℃ (b), -80 ℃ (c) and CQ660 at -40 ℃ and -80 ℃ (d) (Points 4~7 are ending points of impact curves)
将CQ620~CQ680在冲击温度为-40 ℃时的冲击力-位移曲线进行对比,如图9b所示。可以看出,4种试样在裂纹萌生之前所吸收的能量基本一致。CQ680从裂纹萌生到断裂几乎没有吸收能量,裂纹扩展吸收功非常低,而CQ620、CQ640和CQ660在裂纹萌生到断裂的过程中吸收了大量的能量,具有超高的裂纹扩展吸收功,由此可知,CQ680冲击韧性大幅度降低的原因是其裂纹扩展吸收功非常低。将4种临界淬火试样在冲击温度为-80 ℃时的冲击力-位移曲线进行对比(图9c),也发现了类似的现象,CQ660试样在裂纹萌生后几乎没有吸收能量就发生了断裂,而CQ620试样在裂纹萌生后吸收了一定的能量才发生断裂,但是比-40 ℃时的断裂过程中吸收的能量有大幅度的降低。对比CQ660不同低温下冲击力-位移曲线(图9d)可以看出,低温韧性大幅度降低的原因为裂纹扩展吸收功大幅度降低,断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂(图8b和e),可以认为韧性降低的主要原因是残余奥氏体在降低到指定温度时发生了马氏体相变而失去了抑制裂纹扩展的作用,从而使低温韧性大幅度降低。这也说明,不同临界淬火温度下获得的残余奥氏体具有不同级别的稳定性[20,24],CQ620到CQ680中残余奥氏体的含量逐渐增多,但其稳定性逐渐降低。
为了进一步分析不同临界淬火温度下获得的残余奥氏体的稳定性,采用XRD方法测定了残余奥氏体的晶格常数,进而得出残余奥氏体的C含量,再根据经验公式对残余奥氏体的马氏体转变点Ms进行热力学计算。具体计算方法[25]如下：
残余奥氏体晶格常数的计算公式为：
式中αγ、λ、(hkl)和θhkl分别表示残余奥氏体晶格常数、Cu靶辐射波长、Miller指数和Bragg角。
残余奥氏体中的C含量计算公式[26]如下：
式中,XC、αγ和XMn分别为残余奥氏体中C的质量分数、晶格常数和残余奥氏体中Mn的质量分数。
根据所计算出来的C含量以及样品中Si、Mn含量,可计算出残余奥氏体的Ms点[11]：
式中,XSi表示残余奥氏体中Si元素的质量分数。
Mn含量取由EDS测定的5个点(分别为：7.58%、6.14%、3.72%、5.74%和4.41%)的平均值5.518%。计算结果表明,CQ680~CQ640残余奥氏体C含量分别为0.42%、0.70%和0.84%,Ms点分别为193、75和16 ℃。随着临界淬火温度降低,获得的残余奥氏体的Ms点逐渐降低,稳定性逐渐升高。热力学计算结果表明残余奥氏体Ms点均高于0 ℃,与实际情况不符,分析认为,主要是由于残余奥氏体的尺寸和形态均会影响其稳定性。TEM结果表明,试样中部分残余奥氏体的宽度小于0.3 μm,而当残余奥氏体的尺寸小于0.3 μm时,其Ms点会降低200 ℃,薄膜状和片层状的残余奥氏体比块状奥氏体稳定性高[27]。
图10 冲击实验后CQ660试样的EBSD像
Fig.10 EBSD images of impact sample CQ660(a) 10 mm distance from the impact fracture at -40 ℃(b) near the impact fracture at -40 ℃(c) impact fracture at -80 ℃
为了验证是残余奥氏体对冲击功具有较大的作用,对CQ660的-40和-80 ℃冲击试样进行EBSD分析。在距离-40 ℃冲击试样断口10 mm处发现了残余奥氏体,如图10a中红色区域,而在断口附近未发现残余奥氏体(图10b),-80 ℃冲击试样任何地方均未发现残余奥氏体(图10c),说明残余奥氏体在裂纹扩展过程中发生了形变诱导相变,吸收大量能量,提高了裂纹扩展吸收功,从而提高了0.12C-3.0Mn钢的低温韧性。此外,从图9a中还可知,经680~620 ℃ 4种温度临界淬火后,试样的韧脆转变温度分别为-40 ℃以上、-80~-40 ℃、-100~-80 ℃和-100~-80 ℃,其值随着奥氏体的稳定性逐渐提高而不断降低。
(1) 0.12C-3.0Mn钢在第二步两相区淬火使合金元素富集在马氏体中,在随后的临界淬火时,富合金元素马氏体发生逆转变,同时在奥氏体中富集更多的合金元素,提高了逆转变奥氏体的稳定性,从而使其可以在室温或者更低的温度稳定存在。
(2) 室温条件下,在0.12C-3.0Mn钢中获得马氏体/贝氏体+残余奥氏体+铁素体的复相组织,该类组织可以在保证较高强度的条件下获得优良的低温冲击韧性。在临界热处理温度为640 ℃时,0.12C-3.0Mn钢的抗拉强度为625 MPa,屈服强度为480 MPa,均匀延伸率为22%,-80 ℃冲击功为210 J。
(3) 0.12C-3.0Mn钢中稳定存在的残余奥氏体可以阻碍裂纹扩展,并消耗更多的能量,从而提高了钢的韧性;当冲击温度在-100 ℃以下时,残余奥氏体会发生马氏体相变,不能抑制裂纹扩展,断裂方式转变为脆性断裂,冲击功大幅度降低。
The authors have declared that no competing interests exist.
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