金属学报(中文版)  2019 , 55 (2): 191-201 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00081

Orginal Article

一种新型高强度高塑性冷轧中锰钢的组织和力学性能

邵成伟, 惠卫军, 张永健, 赵晓丽, 翁宇庆

北京交通大学机械与电子控制工程学院 北京 100044

Microstructure and Mechanical Properties of a Novel Cold Rolled Medium-Mn Steel with Superior Strength and Ductility

SHAO Chengwei, HUI Weijun, ZHANG Yongjian, ZHAO Xiaoli, WENG Yuqing

School of Mechanical, Electronic and Control Engineering, Beijing Jiaotong University, Beijing 100044, China

中图分类号:  TG111,TG142

文章编号:  0412-1961(2019)02-0191-11

通讯作者:  通讯作者 惠卫军,wjhui@bjtu.edu.cn,主要从事先进钢铁材料及其服役行为的研究

收稿日期: 2018-03-8

网络出版日期:  2019-01-31

版权声明:  2019 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  资助项目 北京交通大学人才基金项目No.M14RC00010

作者简介:

作者简介 邵成伟,男,1988年生,博士

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摘要

研究了两相区退火温度对一种新型冷轧中锰钢(0.2C-5Mn-0.6Si-3Al,质量分数,%)显微组织及拉伸性能的影响。结果表明,在退火温度为730 ℃时,冷轧中锰钢可获得优异的强度与塑性配合,即抗拉强度为1062 MPa,总伸长率为58.2%,强塑积为61.8 GPa%。随着退火温度升高,逆转变奥氏体逐渐粗化,且由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在一定退火温度下可获得奥氏体晶粒尺寸分布较为宽泛的多尺度的组织形态。这种多尺度组织形态的残余奥氏体具有适当的机械稳定性,能够产生连续不断的相变诱发塑性(TRIP)效应。连续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,是冷轧中锰钢获得高强度、高塑性的主要原因。冷轧中锰钢拉伸断裂的裂纹主要萌生于软相的铁素体(δ-铁素体)及超细晶铁素体与形变诱导马氏体(残余奥氏体)的界面处。

关键词: 冷轧中锰钢 ; 两相区退火 ; 微观组织 ; 残余奥氏体稳定性

Abstract

Recently, energy conservation, environmental protection and security are the main factors considered by the automotive manufacturers. Medium-Mn steel with excellent combination of specific strength and ductility have been regarded as the potential candidates for automotive applications. The excellent combination of specific strength and ductility depends on the microstructure under different heat treatment processes of the steels. Therefore, the relationship of the combination of specific strength and ductility and microstructure should be studied in detail. A new alloy system of aluminum-containing medium-Mn steel was developed in this study. The addition of aluminum stabilizes α-ferrite, and facilitates the presence of δ-ferrite during solidification. The addition of Mn and C compensates the effect of aluminum on phase stability and ensures austenite formation. In this investigation, the effects of intercritical annealing temperature on the microstructure and tensile properties of a newly designed cold-rolled aluminum-containing medium-Mn steel (0.2C-5Mn-0.6Si-3Al, mass fraction, %) were investigated by SEM, XRD and uniaxial tensile tests. The tensile results show that an excellent combination of ultimate tensile strength (σb) of 1062 MPa, total elongation (δ) of 58.2% and σb×δ of 61.8 GPa% could be obtained after annealing at 730 ℃. The inverted austenite of the cold-rolled steel coarsenes and gradually changes its morphology from mainly lamellar to mainly equiaxed with increasing intercritical annealing temperature, and a duplex microstructure consisting of multi-scale retained austenite could be obtained at 730 ℃, which possesses suitable mechanical stability and thus presents prolonged transformation-induced plasticity (TRIP) effect during tensile deformation. This kind of sustainable TRIP effect and the cooperative deformation of ferrite are responsible for the superior mechanical properties. The investigation of tensile fracture behavior shows that the nucleation and growth of voids occurred mainly at the interfaces between soft ferrite and hard martensite induced by deformation.

Keywords: cold-rolled medium-Mn steel ; intercritical annealing ; microstructure ; retained austenite stability

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邵成伟, 惠卫军, 张永健, 赵晓丽, 翁宇庆. 一种新型高强度高塑性冷轧中锰钢的组织和力学性能[J]. 金属学报(中文版), 2019, 55(2): 191-201 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00081

SHAO Chengwei, HUI Weijun, ZHANG Yongjian, ZHAO Xiaoli, WENG Yuqing. Microstructure and Mechanical Properties of a Novel Cold Rolled Medium-Mn Steel with Superior Strength and Ductility[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2019, 55(2): 191-201 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2018.00081

现代汽车工业的一个重要发展趋势是轻量化和提高安全性。通过提高材料的强度和降低材料的密度可以实现汽车的轻量化,而提高汽车的安全性则要求材料具有高强度的同时还要兼具高塑性。通常情况下,材料的强度和塑性往往相互制约,当强度较高时,塑性就会相应较低;因此,兼具高强度和高塑性的材料一直受到广泛的关注[1,2,3,4]。目前汽车用钢中大量使用的是成本较低的第一代高强度薄板钢,如高强度低合金钢(HSLA钢)、双相钢(DP钢)、相变诱导塑性钢(TRIP钢)等,其强塑积较低(<15 GPa%);而第二代汽车用钢(奥氏体不锈钢、孪生诱发塑性钢(TWIP钢)等),虽然具有很高的强塑积(>50 GPa%),但由于合金含量高导致其成本较高且工艺性能较差。因此,近年来成本接近第一代汽车用钢而性能接近第二代汽车用钢的低成本高强塑积(≥30 GPa%)第三代汽车用钢得到了快速发展[5],主要包括中锰钢、淬火-配分钢(Q&P钢)等。

而作为第三代汽车用钢代表性钢种之一的含有约(3%~10%)Mn (质量分数)的中锰钢成为了国内外研究的热点[3,5~7]。这类钢优异的力学性能主要基于奥氏体逆转变(austenite reverted transformation,ART)退火处理而获得的超细晶的铁素体+奥氏体复相组织[8,9,10,11,12]。然而,在典型的C-Mn系中锰钢如Fe-0.2C-5Mn (质量分数,%)中,由于其退火温度较低,为了获得较高含量的奥氏体及促进Mn在铁素体-奥氏体之间的配分,需要进行长时间(如6 h)的退火处理,这显然难以满足现代工业连续退火处理生产的要求[13]。因此,在中锰钢中添加较高含量Al元素而形成的C-Mn-Al系中锰钢引起了越来越多的关注,这主要是由于适量Al元素的添加能够抑制渗碳体的析出,促进奥氏体中C元素的富集,提高奥氏体的稳定性;另外,Al的添加能够提高两相区退火温度,而较高的退火温度能够大幅度缩短退火时间,有利于工业连续退火处理[13,14]。同时,适当的Al与Mn含量的配合,能够形成δ-铁素体与超细晶的铁素体+奥氏体的混合组织[13,15]。值得注意的是,对0.2C-8Mn-3Al (质量分数,%)等热轧钢板进行ART退火及低温回火处理后发现,经ART退火后再进行回火处理能够进一步提高钢的塑性,这主要是由于在低温回火过程中,δ-铁素体中的C原子向临近的奥氏体扩散,提高了奥氏体的稳定性,使奥氏体在较高的应变下发生TRIP效应,从而表现出更高的伸长率[15]。此外,第一代先进高强度钢(AHSS)的断裂行为已经得到了广泛的研究,特别是典型的TRIP钢和DP钢的拉伸断裂行为研究较多,普遍认为其断裂的起裂源区来源于软相的铁素体与硬质相马氏体的界面处[16,17];而以TWIP钢为主的第二代汽车钢其拉伸断裂行为同样已有研究[18];然而,目前中锰钢特别是冷轧中锰钢的拉伸断裂行为研究极少[19]。为此,本工作针对新设计的含Al冷轧中锰钢,研究了不同退火温度下及低温回火处理后的组织和力学性能的变化规律,并探索了其拉伸断裂行为。

1 实验方法

冷轧中锰钢采用50 kg真空感应电炉熔炼,其主要化学成分(质量分数,%)为:C 0.20,Mn 4.99,Si 0.63,Al 3.03,Fe余量。将真空感应炉熔炼的铸锭经扒皮及去冒口处理后加热到1200 ℃均匀化2 h,然后热锻成尺寸为30 mm×80 mm×280 mm的板坯,终锻温度大于850 ℃,空冷至室温。利用Thermo-Calc 软件计算冷轧中锰钢的临界温度Ac1 (奥氏体转变开始温度)和Ac3 (奥氏体转变结束温度)分别为695 ℃及1200 ℃以上。冷轧中锰钢板的轧制工艺及冷却制度如下:锻坯经1200 ℃均匀化2 h后进行4道次轧制,开始轧制温度为1150 ℃,终轧温度大于850 ℃,最终得到板厚为5 mm的热轧钢板,轧制后空冷到室温。热轧钢板在750 ℃退火1 h后空冷至室温,经酸洗后冷轧至板厚为1.8 mm的实验用冷轧钢板。将冷轧钢板拉伸毛坯(沿轧制方向取样)分别加热到700、730、750、770、800和850 ℃,保温10 min后空冷到室温(ART退火处理),然后对试样进行200 ℃、保温20 min的低温回火处理。为了叙述方便,将上述试样分别编号为700T、730T、750T、770T、800T和850T。

在SUNS UTE5305型拉伸试验机上以1 mm/min的拉伸速率进行拉伸实验,拉伸试样标距段的长度为25 mm,宽度为5 mm,板厚为1.2 mm。金相试样经机械研磨和抛光后,用2% (体积分数)的硝酸酒精溶液侵蚀,利用带能谱(EDS)的EVO 18型扫描电子显微镜(SEM)进行微观组织观察。采用D-max 2500-V X射线衍射仪(XRD)对钢中的残余奥氏体进行定量分析,使用Cu 靶,工作电压40 kV,电流200 mA,扫描速率为 2°/min,扫描范围35°~95°。利用XRD分析软件进行寻峰处理,并计算衍射谱角度、半高宽和积分强度,选择马氏体的(200)α和(211)α衍射峰以及奥氏体的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰,通过直接对比法获得残余奥氏体的体积分数[20]

奥氏体中的C含量根据以下经验公式计算[14]:

aγ=3.556+0.0453XC+0.00095XMn+0.0056XAl(1)

式中,XCXMnXAl分别为奥氏体中的C、Mn和Al含量;αγ为奥氏体的晶格常数。XMnXAl利用SEM-EDS (能谱)测量获得。采用 SEM观察拉伸断口。在拉伸试样断口处采用线切割截取纵剖面试样,经机械打磨并抛光后在3%HNO3 (体积分数)酒精溶液中腐蚀,在SEM下观察裂纹起裂特征。

2 实验结果及讨论

2.1 显微组织

图1为冷轧中锰钢冷轧态及在700~850 ℃两相区退火及200 ℃回火处理后显微组织的SEM像。为了降低冷轧抗力和避免开裂,在冷轧前对热轧钢板进行了750 ℃保温1 h 的预处理,其组织为铁素体(F)+残余奥氏体(RA)+δ-铁素体(δ-F)。在冷轧过程中,在轧制变形力的作用下,RA全部转变为马氏体(M)[21],因而退火前冷轧后组织为长条形F+M+δ-F,如图1a所示。经700~770 ℃退火和回火处理后,组织主要由F+RA+δ-F组成,如图1b~e所示;800 ℃退火及回火处理后的组织则主要由F+RA+δ-F及少量的马氏体(M) (图1f中箭头所示)组成;850 ℃退火及回火处理后组织主要由F+M+δ-F及少量的RA组成(图1g)。冷轧中锰钢中δ-F的形成主要是由于3%Al元素的添加引起高温δ-F相区的扩大与F+RA两相区扩展连接,从而在室温下能够保留δ-F[22]。此外,经700~770 ℃退火处理和回火后,F和RA主要由片层状和等轴状2种形态组成,且在此退火温度区间随着退火温度的升高片层状组织逐渐减少,等轴状组织越来越多,如图1b~e所示;当退火温度为800和850 ℃时主要以等轴状组织为主,片层状组织基本消失,如图1f和g所示。这主要是因为在冷轧过程中,铁素体晶粒发生变形,冷轧后获得一种严重畸变的铁素体组织,而在冷轧形变过程中一部分奥氏体发生马氏体相变,使得冷轧后的组织获得了大量的形变储能;在两相区退火过程中,随着退火温度的升高,在大量形变储能的驱动下,铁素体完成回复、再结晶过程及伴随部分铁素体向奥氏体转变;且随着退火温度的升高,铁素体在完成回复/再结晶时获得的驱动力增大,因而晶粒等轴化比例逐渐增加直至获得几乎完全等轴化组织。

图1   冷轧态及不同温度退火并回火处理后冷轧中锰钢试样显微组织的SEM像

Fig.1   SEM images of cold rolled medium-Mn steel samples as-cold rolled (a) and 700T (b), 730T (c), 750T (d), 770T (e), 800T (f) and 850T (g), showing multiphase microstructure consists of ferrite (F), retained austenite (RA), δ-ferrite (δ-F) and/or martensite (M) (Arrows in Fig.1f show a small amount of martensites)

RA晶粒尺寸及形态对拉伸性能有重要的影响,对不同温度下RA晶粒尺寸分布及其晶粒尺寸进行了表征,如图2所示。可见,700T试样的片层状RA尺寸集中分布在0.2~0.4 μm之间,且主要以尺寸较小的片层状结构为主;而等轴状RA尺寸主要分布在0.2~0.6 μm之间,其所占比例相对较小,如图2a和图1b所示。730T试样的等轴状RA尺寸主要分布在0.2~1.2 μm之间,晶粒尺寸分布较为宽泛,形成了多尺度的组织形态,而其片层状RA尺寸均小于1 μm,主要集中在0.2~0.4 μm之间,如图2b和图1c所示,这主要是因为片层状结构形核于原马氏体板条边界处且不能成长为超过初始马氏体板条的宽度所导致的[23]。770T试样的等轴状RA尺寸主要分布在0.2~1.4 μm之间,且组织形态主要以等轴状为主,含有少量的片层状组织,但其绝大部分的等轴状晶粒尺寸大于0.6 μm,如图2c和图1e所示。根据不同退火温度下(700~800 ℃)片层状、等轴状及其平均RA晶粒尺寸测定结果(图2d)可知,随着退火温度的升高,RA晶粒尺寸均增大。

图2   不同温度退火并回火后冷轧中锰钢中残余奥氏体晶粒尺寸分布及残余奥氏体晶粒尺寸变化

Fig.2   Distributions and variations of RA grain size for cold-rolled medium-Mn steel samples 700T (a), 730T (b) , 770T (c) intercritically annealed at different temperatures and then low-temperature tempered, and the variation of RA grain size (d)

图3a和b为不同温度退火并回火处理后冷轧中锰钢试样拉伸前后的XRD谱。从图3a中可以看出,随着退火温度的升高,奥氏体峰强度出现先增加而后减小的变化趋势,这表明随着退火温度的升高,室温下RA含量出现先增加而后减少的变化趋势,退火温度为770 ℃时出现峰值,而在退火温度较高时(800~850 ℃),由于M的生成,使得RA含量降低。这主要是由于两相区退火是一个逆相变的过程,在较高退火温度下组织中形成的奥氏体越多,则平均配分到每个奥氏体晶粒中的C和Mn含量就会相对减少,因此其热稳定性降低;此外,在较高退火温度下逆转变奥氏体的晶粒尺寸也较大,同样使得奥氏体的热稳定性降低[24]。因此,冷轧中锰钢逆相变退火后空冷到室温的过程中就会有较多不稳定的奥氏体发生相变而生成马氏体(图1f 和g),这使得室温下保留下来的奥氏体含量降低。从图3b中可以看出,随着退火温度的升高,奥氏体峰强度出现逐渐减小的变化趋势,这表明随着退火温度的升高,拉伸断裂后RA含量呈现逐渐减小的变化趋势。通过计算得到拉伸前后钢中RA含量随退火温度的变化曲线如图3c所示。可以看出,拉伸前后钢中RA含量随退火温度的变化趋势与XRD谱中奥氏体峰强度的变化趋势一致(图3a和b)。对拉伸前后RA的转变量和转变率的计算结果如图3d所示。可见,随着退火温度的升高,除850T试样外,在形变过程中RA的转变量逐渐增大,这表明形变诱导相变马氏体的含量逐渐增多。另外,RA的转变率随退火温度的升高呈现逐渐增加的变化趋势,这主要与RA的稳定性有关[14]

图3   不同温度退火并回火处理后冷轧中锰钢试样拉伸前后的XRD谱及奥氏体含量计算结果

Fig.3   XRD spectra of cold-rolled medium-Mn steel samples before (a) and after (b) tensile test, measured RA fractions (c) and amount of transformed RA and transformation ratio of RA (d)

2.2 拉伸性能

表1为冷轧中锰钢在700~850 ℃退火处理及200 ℃回火后的拉伸性能。可见,冷轧中锰钢的抗拉强度随着退火温度的升高而逐渐提高;屈服强度随着退火温度的升高出现先减小而后增大的变化趋势,在800 ℃时达到最小值;塑性和强塑积则均随着退火温度的升高出现先增大后减小的变化趋势,在退火温度为730 ℃时获得最高的断后伸长率(58.2%)和强塑积(61.8 GPa%)。

表1   不同温度退火并回火处理后冷轧中锰钢试样的拉伸性能

Table 1   Tensile properties of cold-rolled medium-Mn steel samples intercritically annealed at different temperatures and then low-temperature tempered

Sampleσs / MPaσb / MPaδ / %σb×δ / GPa%
700T970105425.727.1
730T920106258.261.8
750T865114049.156.0
770T786121440.650.9
800T518129318.323.7
850T746137912.417.1

Note: σs—yield strength, σb—ultimate tensile strength, δ–total elongation, σb×δ–product of ultimate tensile strength to total elongation

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结合图3d可知,冷轧中锰钢的抗拉强度随着退火温度的升高而逐渐提高主要与冷轧中锰钢在拉伸变形过程中发生的TRIP效应有关,即:随着退火温度的升高,在形变过程中RA的转变量逐渐增大(850T试样除外),形变诱导相变马氏体的含量逐渐增多,从而提高了强度。退火温度较低(700 ℃)时,由于奥氏体机械稳定性高,在拉伸过程中只有不到5%的RA发生了相变(图3d),其断裂后组织仍然以软相的RA+F为主,因此其抗拉强度最低(1054 MPa);当退火温度较高(850 ℃)时,由于奥氏体的热稳定性低,其中不稳定的奥氏体在冷却至室温过程中即发生了马氏体相变,经200 ℃回火后,以低温回火马氏体为主,RA含量较少,且其机械稳定性最低,在拉伸过程中几乎所有的RA均发生了相变(图3d),因此其抗拉强度最高(1379 MPa)。根据Embury和Bouaziz[25]提出的混合硬化定律可知,冷轧中锰钢流变应力与相含量存在以下关系:

σF=fασα+(fγ-fnm)σγ+(fm+fnm)σm(2)

式中,σF为冷轧中锰钢的流变应力;σα、σγ和σm分别是铁素体、奥氏体和马氏体的流变应力;fαfγfmfnm分别是铁素体、奥氏体、原始马氏体和变形中新生成马氏体的体积分数。因此抗拉强度可以看成是冷轧中锰钢中各相的强度与相体积分数的加权强度之和,因此发生TRIP效应程度越大,最终转变成的马氏体含量越多,冷轧中锰钢的抗拉强度越高。

在退火温度为700~800 ℃时,冷轧中锰钢的屈服强度随着退火温度的变化则主要与钢中的软相RA有关。屈服强度与RA晶粒尺寸和含量有关;根据Hall-Petch公式可知,随着退火温度升高RA晶粒逐渐长大,因而其屈服强度降低[26],如图4所示。此外,随着退火温度的升高,作为冷轧中锰钢中软相组织的RA含量逐渐增多,也导致了冷轧中锰钢的屈服强度随退火温度增加而降低。在850 ℃时屈服强度出现了明显升高,这主要是因为组织中含有大量的硬质相低温回火马氏体组织的缘故。从不同退火温度下冷轧中锰钢拉伸性能的变化及试样拉伸形变前及断裂后RA含量的变化可知,RA的稳定性对冷轧中锰钢的拉伸性能影响很大。

图4   残余奥氏体的晶粒尺寸(d)与屈服强度之间的关系

Fig.4   Dependence of the yiled strength on the grain size (d) of RA of the cold-rolled medium-Mn steel samples intercritically annealed among 700~800 ℃

2.3 应变硬化行为

图5a 给出了700T、730T、770T试样的工程应力-工程应变曲线。可见,除700T试样以外,730T及770T试样的流变应力均带有锯齿状形变特征。这些锯齿状的流变应力导致加工硬化率曲线出现了较大程度的波动。形成这种现象是由于拉伸变形过程中动态应变时效导致强烈的局部变形,或是随着变形的增大不连续TRIP效应造成的应力松弛和转移造成的[27,28]

图5   700T、730T和770T试样的工程应力-工程应变曲线及其加工硬化率曲线

Fig.5   Engineering stress-engineering strain curves of cold-rolled medium-Mn steel samples 700T, 730T and 770T (a) and their work hardening rate (dσ/dε) curves (b~d)

对含有(5~7)%Mn (质量分数)的中锰钢的加工硬化行为研究结果[6]表明,其加工硬化曲线可分为3个阶段:第一阶段加工硬化率快速单调下降,这主要与铁素体的变形有关;第二阶段加工硬化率单调上升,这主要是因为TRIP效应的强化作用;第三阶段加工硬化率又呈单调下降趋势,这主要与铁素体和马氏体的变形有关,因为在这一阶段TRIP效应的作用不明显[6]。从图5b可知,700T试样的加工硬化率随着应变的增大而逐渐减小,说明其加工硬化能力较差,这主要是由于700T试样的奥氏体转变率最低(图3d),其对应的片层状RA晶粒尺寸分布主要在0.2~0.4 μm之间(图2a),间接地说明了该尺寸下的RA稳定性较高,不容易发生转变,导致TRIP效应的作用较小,使其抗拉强度和塑性均较低,这也正说明了700T试样的塑性主要由铁素体的形变来提供。对于770T试样(图5d),其加工硬化率曲线的第一阶段在应变约为0.09时结束,表明其TRIP效应的作用明显,即在应变较小的情况下就进入TRIP效应的强化阶段,而770T试样的奥氏体晶粒(等轴状)尺寸主要分布在0.6 μm以上(图2c),间接地说明了该尺寸以上的RA稳定性较低;加工硬化率曲线的第二阶段只持续到应变约为0.18时结束,持续的区间较短;加工硬化率曲线的第三阶段呈现波动性下降的趋势,表明该阶段TRIP效应的作用弱化,铁素体的软化作用开始占据主导位置。对于730T试样(图5c),其加工硬化率曲线的第一阶段在应变约为0.19时接近结束,这与700T试样相当(图5b),这一阶段的塑性主要由铁素体的形变来提供,而第二阶段出现了连续渐进的TRIP效应,且一直持续到应变0.37时才结束,持续的区间较长,这与其多尺度的RA晶粒的组织状态有关[23,26](图2c),RA多尺度的组织状态导致其稳定性带有明显的差异性,即不同拉伸应变阶段的RA稳定性有较大差别,在拉伸过程中不同稳定性的奥氏体依次发生相变。本工作中奥氏体的形成是一种逆相变,在冷轧态马氏体组织的基础上,通过两相区退火使C、Mn溶质原子在奥氏体中富集,以获得稳定、细小的奥氏体组织。其中C、Mn原子的扩散是符合热力学定律的,逆转变奥氏体的形核基本是均匀弥散的,当奥氏体晶粒尺寸较大时,周围提供C、Mn原子的铁素体区域相对有限,富集到奥氏体中的C、Mn含量相对较少,则稳定性较差;而当奥氏体晶粒尺寸较小,周围铁素体区域相对较大,富集到奥氏体中的C、Mn原子相对较多,则稳定性较高[15]。因此,奥氏体晶粒尺寸差异性越大,形成的奥氏体稳定带越宽,结合图2c中残余奥氏体的分布进行综合分析,尺寸较大的残余奥氏体先发生转变,而尺寸较小的残余奥氏体稳定性较好,主要在变形后期发生相变[26],使得RA发生连续渐进的转变,即连续渐进的TRIP效应发生,是获得最佳力学性能最主要的原因;第三阶段变化趋势与770T试样规律相似。对比3个试样的加工硬化规律可知,冷轧中锰钢的加工硬化能力与RA稳定性有直接的联系。

2.4 残余奥氏体稳定性

对冷轧中锰钢的力学性能及加工硬化行为分析可知,RA的稳定性对冷轧中锰钢的力学性能有很大的影响,且随着退火温度的升高而逐渐降低。TRIP效应主要与RA的含量及其稳定性有关,可通过下式对RA稳定性进行定量分析[29,30]

=-ln(VRA/VRA0)(3)

式中,VRA0为初始RA含量;VRA为变形量为ε时的RA含量;k反映RA的机械稳定性,k越大,则RA相变成M的驱动力越大,其稳定性越低。图6为不同温度退火并回火后冷轧中锰钢的k值。可见,随着两相区退火温度升高,k逐渐增大,RA稳定性逐渐降低。当在730 ℃退火时对应的k值为3,具有最佳的力学性能。影响RA稳定性的因素众多,化学成分(尤其是C、Mn)对其稳定性有重要的影响。通过XRD数据计算及SEM-EDS测量(30个测量值)了C及Mn元素在RA中的富集,结果如表2所示。从表中可知,随着退火温度的升高,RA中的C含量逐渐降低。这是由于随着退火温度的升高,RA含量增加,使得RA中C含量相应的有所降低[26]。在δ-F、F及RA组织中Mn的含量与添加量相比都有所变化,其中Mn的含量随退火温度的升高,在RA相中有波动性减小的趋势,其减小幅度较小。

图6   不同温度退火并回火后冷轧中锰钢试样的k

Fig.6   Plots of the k parameter of samples intercritically annealed at different temperatures and then low temperature tempered

表2   EDS测量及XRD数据计算的组织中Mn和C的含量

Table 2   EDS measured and XRD calculated concentrations of Mn and C

SampleMass fraction of Mn / %Mass fraction of C / %
In RAIn FIn δ-FIn RA
700T6.34±0.465.14±0.534.31±0.280.772
730T6.30±0.584.89±0.434.27±0.350.765
750T6.27±0.504.84±0.404.27±0.150.727
770T6.25±0.604.88±0.384.23±0.230.701
800T6.26±0.414.68±0.424.17±0.150.637
850T6.18±0.294.54±0.334.11±0.110.551

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另外,RA的稳定性与其尺寸有关,晶粒越细小则RA越稳定,细小的RA为TRIP效应的持续发生提供保障,可有效提高钢的伸长率。晶粒细化提高奥氏体稳定性的机理,可以通过研究马氏体相变的弹性应变能来解释。基于Takaki等[31]和Matsuoka等[32]的研究结果可知,当马氏体相变是单一变体,则弹性应变能的增加(ΔEV)可以由下式来定义:

ΔEV=0.5E1ε12(x/d)2+(0.5E2ε22+0.5E3ε32)(x/d)(4)

式中,E1E2E3为不同应变方向上的Young's模量,ε1ε2ε3为不同应变方向上的弹性应变,x为马氏体板条厚度,d为奥氏体晶粒尺寸。其中ElE2E3分别为132、221和221 GPa;ε1ε2ε3分别为 0.139、0.07 和 0.014。将其代入式(4)可得:

ΔEV=1276.1(x/d)2+562.6(x/d)(5)

图2可知,试样800T奥氏体的平均晶粒尺寸为0.88 μm,形变诱导马氏体板条厚度约为0.2 μm[30],得到ΔEV估算值约为194 MJ/m3。而对于试样700T,平均晶粒尺寸为0.42 μm,则ΔEV估算值约为557 MJ/m3,这说明ΔEV随着晶粒尺寸的减小而增大,即马氏体形核能力下降,奥氏体稳定性提高。

结合奥氏体稳定性对力学性能影响的分析讨论可知,奥氏体化学成分和晶粒尺寸在奥氏体的稳定性方面起到了重要的作用,730T试样的RA具有合适的化学成分和多尺度的组织形态,因此其机械稳定性较好,从而能够提供较多、连续转变的奥氏体,即TRIP效应能够持续发生,而持续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,从而得到最佳的力学性能。

2.5 拉伸断裂行为

图7为700T、730T、770T和850T试样拉伸断裂后纵剖面的SEM像。可见,拉伸颈缩前的均匀塑性变形阶段,随着退火温度的升高,试样的厚度出现先减小后增大的趋势,这与冷轧中锰钢延伸率的变化规律一致。730T试样在拉伸颈缩前的均匀塑性变形阶段的厚度最小,对应着最大延伸率及应变;而850T试样拉伸颈缩前的均匀塑性变形阶段的厚度最大,对应着最小的延伸率及应变。断裂方向与拉伸方向基本呈45°夹角,这与在平面应变状态下发生剪切撕裂而形成的断口相近。

图7   700T、730T、770T和850T试样拉伸断裂后纵剖面的SEM像

Fig.7   Longitudinal section SEM images of fractured tensile samples 700T (a), 730T (b), 770T (c) and 850T (d) (The thickness in uniformly strained part of sample is indicated in the case)

图8为700T、730T、770T和850T试样拉伸断口附近纵剖面显微组织的SEM像。可见,在断口附近纵剖面出现了较多的微孔洞,这些微孔洞主要形成于M或α' (形变诱导马氏体)与F组织的界面处(圆圈标记处)。随着退火温度升高,断口附近纵剖面形成的微孔洞的数量增加,特别是当退火温度为850 ℃时,组织中本身含有较多的M组织,其形成于界面处微孔的数量增加;这同时也证明了奥氏体含量较高的试样,拉伸过程中随着应变的增加,逐步形成α'组织,从而在拉伸断裂前组织内部即形成了微孔洞。在较大的应力作用下,形成硬相的α'组织变形小,而软相的F组织变形较大,由于界面处应变的不同而发生分离,从而形成微孔洞,成为裂纹的形核点[33,34,35]。在拉伸断口附近纵剖面的显微组织中还出现了长条形的孔洞(图8c),其孔洞产生于δ-F与F+α'(RA)混合组织的相界面处。这可能是由于在拉伸变形过程中由于F+α'(RA)混合组织的硬度明显高于δ-F组织,软相的δ-F组织先变形而F+α'(RA)混合组织后变形,从而形成了剪切应力,导致了裂纹的形核[19]

图8   700T、730T、770T和850T试样拉伸断口附近纵剖面显微组织的SEM像

Fig.8   SEM images showing the microstructures near the fracture of the cold-rolled medium-Mn steel after tensile deformation for samples 700T (a), 730T (b), 770T (c) and 850T (d) (Circles on the micrographs indicate positions of voids in the F+RA (α’) constituent)

图9为700T和850T拉伸试样断口形貌的SEM像。可以看出,700T试样断口表面呈现形状各异、尺寸不一的韧窝断裂特征,说明其拉伸断口为韧性断裂;850T试样的断裂表面除存在较多的韧窝外,还存在少部分准解理面,说明其拉伸断口仍主要为韧性断裂。

图9   700T和850T试样拉伸断口的SEM像

Fig.9   SEM images of the fracture surface of cold-rolled medium-Mn steel samples 700T (a) and 850T (b) after uniaxial tension test

3 结论

(1) 冷轧中锰钢经700~770 ℃退火+回火处理后的组织为残余奥氏体+铁素体+δ-铁素体;经800~850 ℃退火+回火处理后组织中开始出现马氏体;在不同退火温度下(700~800 ℃)片层状、等轴状及其平均残余奥氏体晶粒尺寸均随着退火温度的升高而增大,且由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在一定的退火温度下,晶粒尺寸分布较为宽泛,形成了多尺度的组织形态。

(2) 冷轧中锰钢在730 ℃退火+200 ℃回火处理后,获得了优异的强塑性配合,抗拉强度为1062 MPa,总延伸率为58.2%,强塑积达到了61.8 GPa%。

(3) 冷轧中锰钢的奥氏体稳定性随退火温度的升高而降低;在730 ℃退火+200 ℃回火处理后残余奥氏体具有合适的化学成分和多尺度的组织形态,使得残余奥氏体稳定性最佳,能够产生连续不断的TRIP效应;连续不断的TRIP效应与铁素体在变形过程中的良好配合,是冷轧中锰钢获得高强度、高塑性的主要原因。

(4) 冷轧中锰钢拉伸断裂时裂纹源的形核位置主要发生在马氏体(形变诱导马氏体)与铁素体组织的相界面处及δ-铁素体与铁素体+形变诱导马氏体组织的相界面处,其拉伸断裂特征主要以韧性断裂为主。

The authors have declared that no competing interests exist.


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