任勇强, 尚成嘉
, 张宏伟, 袁胜福, 陈二虎
北京科技大学材料科学与工程学院 北京 100083
REN Yongqiang, SHANG Chengjia, ZHANG Hongwei, YUAN Shengfu, CHEN Erhu
中图分类号: TG142
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收稿日期: 2013-08-29
修回日期: 2014-02-17
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摘要
采用优化的IQ&P工艺处理成分为0.23C-1.9Mn-1.6Si厚度为6.5 mm的低碳硅锰钢, 制备出由亚温铁素体、马氏体以及残余奥氏体构成、抗拉强度为1000 MPa的多相组织高强钢。用SEM、XRD、拉伸以及示波冲击等手段对其显微组织和力学性能进行表征, 并与同等抗拉强度的IQ&T钢和Q&T钢对比, 研究了钢中残余奥氏体对韧塑性的影响。结果表明, 在室温下IQ&P多相钢具有更高的冲击韧性、更好的延伸性能和强塑积, 综合韧塑性要远优于其它钢种。该钢的性能, 与其多相组织结构有密切的关系。大量弥散分布于铁素体和马氏体框架内的残余奥氏体在形变过程中发生TRIP效应, 显著改善了钢的韧塑性, 从而使其综合力学性能提高。
关键词：
Abstract
The 6.5 mm thick plate of a multiphase steel (0.23C-1.9Mn-1.6Si%) composed of intercritical ferrite, martensite and well-distributed retained austenite was obtained by an optimized IQ&P process. Tensile strength of this kind of multiphase steel is higher than 1000MPa. Microstructure of the steel was characterized by means of SEM and XRD, and its mechanical properties were measured by the tensile and instrumented Charpy impact testing at room temperature. In comparison with the IQ&T steel and Q&T steel, which have the same tensile strength, the IQ&P steel shows much better comprehensive mechanical properties with higher toughness, better elongation and bigger products of tensile strength and total elongation. The reason for this is mainly the multi-phase microstructure of the IQ&P steel. TRIP effect of the retained austenite which occurs during the deformation process can significantly improve the toughness and plasticity of the IQ&P steel, and thus contributed to the improvement of mechanical properties.
Keywords：
研究含有弥散分布特征残余奥氏体的多相组织结构, 是钢铁材料领域内的一个热点。钢中的残余奥氏体在形变过程中所发生的相变诱导塑性(TRIP)效应, 能显著改善其塑韧性[1-4]。采用不同的热处理工艺和技术手段设计和调控钢的多相组织结构, 已成为钢种开发的重要方法之一[5-10]。作为一种新兴的热处理工艺和组织调控手段, IQ&P工艺(临界区再加热-淬火-分配)能在成分为0.2C-3.5Mn-1.5Si的低碳硅锰钢中获得由亚温铁素体、马氏体以及残余奥氏体构成的具有TRIP效应的多相组织[11]。该类多相钢具有优良的强塑性能, 在强度和延伸率两个方面均明显优于当前的商用AHSS钢。但是, 在上述钢中加入了较高含量的Mn(3.5%), 可能对其焊接产生一定的影响。同时, 由于受材料的厚度(0.8 mm)所限[11], 该项研究也仅仅粗略关注了这种含残余奥氏体的多相钢的强度和延伸率, 没有深入研究残余奥氏体对其冲击韧性的影响, 以及残余奥氏体在多相钢塑性变形各阶段的作用和变化。
本文采用优化的IQ&P工艺对一种成分为0.23C-1.9Mn-1.6Si的较厚(6.5 mm)低碳硅锰钢进行处理以获得多相组织结构, 研究多相组织中残余奥氏体对低碳硅锰钢冲击韧性和塑性变形行为的影响。
用真空中频感应电炉熔炼实验用钢, 将其浇注成质量为25 kg的铸锭。将铸锭在1200℃保温1 h后, 锻造成两块尺寸为80 mm×100 mm×140 mm的锻坯。将锻坯重新加热到1200℃均匀化处理2 h, 在1100℃开轧, 经过7个道次热轧成厚度为6.5 mm的钢板, 终轧温度为860℃, 轧后空冷至室温。
使用Thermo-Calc热力学软件模拟计算上述钢种在平衡状态下的温度—平衡相比例图, 结果如图1中所示。由图1可见, 在平衡状态下本文所用合金系的AC1温度和AC3温度分别为693℃和829℃, 获得50%奥氏体和50%铁素体的临界区退火温度约为754℃。以上述结果为标准, 使用DIL805A淬火变形膨胀仪对直径为6 mm长度为10 mm的圆柱形试样在750℃上下各15℃临界(亚温)温度区间内的不同温度分别退火15 min, 然后淬火。用金相法测得获得50%奥氏体和50%铁素体的实际临界区退火温度约为760℃, 相应的MS约为290℃。
图1 采用Thermo-Calc计算出的0.23C-1.9Mn-1.6Si 钢的温度—平衡相比例图
Fig.1 Equilibrium phase fractions for the 0.23C-1.9Mn-1.6Si steel as a function of temperature as calculated using Thermo-Calc
热处理实验所需的试样(即Q&T(淬火-回火)钢的预处理试样)是从钢板上沿轧向切割成的尺寸为6.5 mm×20 mm×180 mm的毛坯, 将毛坯加热到900℃保温30 min使之完全奥氏体化, 然后水淬至室温, 得到具有板条状马氏体组织的IQ&P钢和IQ&T(临界区再加热-淬火-回火)钢预处理试样, 其形貌如图2所示。以前面热力学计算所得的50%奥氏体临界退火温度和MS为参考, 采用优化后的IQ&P工艺对试样进行处理: 先将样品加热到760℃保温15 min使之50%奥氏体化, 然后水淬至280℃, 再迅速放入350℃箱式电阻炉中保温(配分工艺)15 min, 最后水淬至室温。为了揭示多相组织中残余奥氏体对于钢材冲击韧性和拉伸塑性变形的影响, 选取经760℃临界区再加热-淬火-400℃中温回火(IQ&T)处理(组织为亚温铁素体+回火马氏体)以及900℃奥氏体化淬火-450℃中温回火(Q&T)工艺处理(组织为回火屈氏体)所得的两类钢, 进行对比研究。各个热处理工艺及相关参数如表1所示。
图2 0.23C-1.95Mn-1.62Si钢在900℃奥氏体化30 min后淬火所得的微观组织
Fig.2 Microstructures of the 0.23C-1.95Mn-1.62Si steel obtained by the treatment of direct quenching after 900℃ austenitizing for 30min
表1 不同热处理工艺的相关参数(温度及时间)
Table 1 Heat treatment parameters (temperature (T) and time (t)) of different treatments
| Process | Heating temperature (t) | Quench-finish temperature | Partitioning temperature (t) | Tempering temperature | Final cooling method |
|---|---|---|---|---|---|
| IQ&P | 760℃ (15 min) | 280℃ | 350℃(15 min) | - | Water quenching |
| IQ&T | 760℃ (15 min) | 25℃ | - | 400℃(30 min) | Air cooling |
| Q&T | 900℃ (30 min) | 25℃ | - | 450℃(30 min) | Air cooling |
将经不同工艺处理后的试样制成尺寸为5 mm×10 mm×55 mm的半厚Charpy V型缺口冲击样品(缺口深度为2 mm, 张角为45°)和标距为50 mm的板拉伸试样。按照GB/T 19748-2005操作进行室温示波冲击试验, 使用仪器化450-J冲击试验机(IMP450J Dynatup, Instron)测量Charpy 冲击吸收功并记录示波曲线; 按照GB/T 228-2002进行室温拉伸, 拉伸的应变速率为2.5×10-3/s。使用日本理学DMAX-RB 12 KV旋转阳极X射线衍射仪表征IQ&P钢冲击和拉伸样品中的残余奥氏体量, 工作电压40 KV, 电流150 mA, 步宽为0.02°。
试样经表2不同工艺处理所得的微观组织形貌, 如图3所示。由图3a可见, 经过IQ&P工艺处理之后, 该低碳硅锰钢呈现出由亚温铁素体[11](IF)、未回火马氏体/残余奥氏体[11, 12](UM/RA)以及少量的贝氏体[12-14](B)所组成的多相组织结构。在SEM的视场下, 该多相钢中的亚温铁素体大多呈灰黑色的板条状; 而残余奥氏体及未回火马氏体则弥散分布在原奥氏体晶界和亚温铁素体的板条相界之间, 颜色多近灰白色, 外观形貌上多呈细小的薄膜状或者短针状, 只有极少数近似成颗粒状; 而贝氏体则依附于富碳相残余奥氏体及未回火马氏体, 呈不规则状。由于贝氏体往往与马氏体及板条内部的小尺寸残余奥氏体呈依附共存状态, 且数量较少, 在SEM下很难清晰地将其完全表征出来。由图3还可见, IQ&P钢组织中的残余奥氏体及未回火马氏体在宽度方向上的尺寸大多在1 μm以下, 只有少数分布于原奥氏体晶界上的近似颗粒状者宽度超过了1 μm。如图3b所示, 具有相同马氏体前躯体的该低碳硅锰钢经IQ&T工艺处理后, 则呈现出了典型的板条状亚温铁素体-回火马氏体双相钢组织形貌。其中的亚温铁素体组织由于内部位错密度极低且几乎不含碳, 在形貌上比较光滑且平坦; 而其中的马氏体组织内部因回火而变得易于腐蚀, 在外观上凹凸不平, 并显现出弥散析出的碳化物。图3c为经Q&T工艺后所得的回火屈氏体组织, 与图1中的马氏体组织相比, 经中温回火处理后原奥氏体晶界内的马氏体板边界开始变得模糊, 而原奥晶界开始变得清晰, 在原奥晶界和马氏体板条内部弥散析出了近颗粒状的Fe3C。
表2 IQ&P、IQ&T和 Q&T钢的示波冲击数值
Table 2 Instrumented Charpy impact values of the IQ&P, IQ&T, and Q&T steel
| Process | Pm | Pf | Pa | dm | df | da | E1 | E2 | E3 | E2+E3 | KV2 |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| (kN) | (kN) | (kN) | (mm) | (mm) | (mm) | (J) | (J) | (J) | (J) | (J) | |
| IQ&P | 9.3 | 5.8 | 1.8 | 2.3 | 2.9 | 5.3 | 17.4 | 4.4 | 12.3 | 16.6 | 34 |
| IQ&T | 10.2 | 9.2 | 1.3 | 1.5 | 1.9 | 5.1 | 12 | 3.6 | 16.5 | 20 | 32 |
| Q&T | 11.3 | 10.5 | 0.8 | 1.4 | 1.6 | 4.3 | 10.8 | 1.7 | 10.4 | 12.2 | 23 |
图3 IQ&P, IQ&T, Q&T三种不同工艺下钢的微观组织SEM形貌
Fig.3 SEM images of samples after (a) IQ&P, (b) IQ&T, and Q&T treatments (RA/UM is retained austenite or untempered martensite, B is bainite, IF is intercritical ferrite, TM is tempered martensite)
示波冲击实验能对冲击断裂过程中各阶段的能量分布进行较好地描述, 并对不同组织的断裂特征和韧脆程度进行精确展现[15, 16]。典型的示波冲击位移-载荷曲线一般包含最大载荷Pm、脆断载荷Pf以及脆断终止载荷Pa三个部分, 与之相对应的冲击位移-能量曲线则具有裂纹形成功E1(包括弹性应变能Ee和塑性变形能Ep两个部分)、裂纹稳定拓展吸收能E2和裂纹失稳拓展吸收能E3三个部分, 其E2和E3统称为裂纹拓展功, 反映了材料阻碍裂纹拓展的能力, 材料的韧化首先表现为裂纹拓展功部分的提高。
图4给出了三种钢在室温(25℃)下示波冲击实验的载荷-位移曲线和能量-位移曲线, 与冲击过程各阶段相对应的数值汇总于表2。结合图4和表2, 由于显微组织结构方面的巨大差异, 三类钢最终测得的冲击曲线和数据出现了很大的不同。对于总的冲击吸收功KV2, IQ&P钢(34 J)略高于IQ&T(32 J)钢, 显著高于Q&T钢的23 J。IQ&P钢最大载荷(Pm)之后的载荷-位移曲线拐点鲜明, 脆断载荷Pf以及脆断终止载荷Pa的选取十分容易; 而IQ&T钢和Q&T钢最大载荷之后的载荷-位移曲线却相对圆滑, 脆断载荷和脆断终止载荷的选取相对困难。对于最大载荷位移dm和裂纹形成功E1, IQ&P钢要远高于IQ&T钢和Q&T钢; 对于脆断位移df、脆断终止位移da和裂纹稳定拓展吸收能E2, 前者也要高于后两种钢。这说明, 在阻止裂纹形成和保证裂纹稳定拓展的能力上, 含残余奥氏体的多相组织IQ&P钢优于其它钢种。对于裂纹拓展功E2+E3, IQ&P钢为16.6 J, 略低于IQ&T钢的20 J, 但高于Q&T钢的12.2 J。这与IQ&P钢具有较低的E3值有关, 其E3值要略高于Q&T钢, 但显著低于IQ&T钢。这说明对于保证裂纹失稳拓展的能力, 该类钢不及IQ&T钢, 但好于Q&T钢。以上结果与各类钢的微观组织结构具有十分密切的关系。IQ&P钢为铁素体、残余奥氏体/马氏体以及少量贝氏体所构成的多相组织, IQ&T钢则为铁素体与中温回火马氏体所构成的双相组织。由Thermo-Calc计算可知, 二者所含的铁素体量均在50%以上, 在IQ&P钢中还含有数量可观的、弥散分布的残余奥氏体, 它们都有利于钝化和延迟裂纹[17], 从而提高钢的冲击韧性; 而Q&T钢中只含有中温回火马氏体(屈氏体)一相, 其中大量的Fe3C颗粒易于在冲击过程中成为裂纹源, 从而降低了钢整体的冲击韧性。
图4 IQ&P, IQ&T, Q&T三种不同工艺下钢的示波冲击曲线
Fig.4 Curves of load and absorb energy KV2 vs hammer diaplacement obtained in the instrumented Impact teasts energy for the samples after (a) IQ&P, (b) IQ&T, and Q&T treatments (E1—crack forming energy, E2—crack propagation energy, E3—energy absorbed during brittle fracture, Pm—maximum impact load, Pf—brittle fracture start load, Pa—brittle fracture arrested load, dm, df and da are the harmmer displacement of the charpy impact fracture course at impact load of Pm, Pf, and Pa, respectively)
在室温下测定了经Q&T、IQ&T和IQ&P处理之后钢的拉伸性能, 结果列于表3。由表3可见, 用不同工艺所得的三类钢具有同等级别的抗拉强度, 都高于1000 MPa。在同等强度条件下, IQ&P钢和IQ&T钢的屈强比均在0.7左右, 远低于Q&T钢的0.92; 关于均匀延伸率、断后伸长率以及强塑积, IQ&P钢分别达到了21%、30%以及30.3GPa·%, 远优于其它两种钢, 强塑积甚至达到了第三代先进高强钢(AHSS)的标准[18]。
表3 分别经IQ&P、IQ&T 以及Q&T处理后钢的拉伸性能
Table 3 Tensile properties of samples after IQ&P, IQ&T and Q&T treatment
| Property Process | Rm(MPa) | Rp0.2(MPa) | YR | Agt(%) | A(%) | Rm×A (MPa·%) |
|---|---|---|---|---|---|---|
| IQ&P | 1010 | 752 | 0.74 | 21 | 30 | 30300 |
| IQ&T | 1052 | 743 | 0.71 | 9.5 | 20 | 21040 |
| Q&T | 1028 | 950 | 0.92 | 6.0 | 16 | 16448 |
图5给出了由拉伸原始数据推导所得的各类钢的瞬时加工硬化指数(ni)-真应变曲线。EminI、EminII、EmiIII和EmaxI、EmaxII、EmaxIII分别对应三种钢ni值的局部最小点和局部最大点, εu为缩颈发生前均匀真应变的最大值, εu=ni为材料开始缩颈的失稳判据[19]。
图5 IQ&P、IQ&T和Q&T三种钢的瞬时加工硬化指数(ni)-真应变曲线
Fig.5 Plot of instantaneous strain hardening as a founction of true strain for the IQ&P, IQ&T and Q&T steel
由图5可见, 三类钢的加工硬化行为均可分为三个阶段:
(1) 当ε＜εEi(i=1, 2, 3)时, ni值以正常方式迅速减小;
(2) 当εEmini≤ε≤εEmaxi时, ni值随真应变的增大逐步增大;
(3) 当ε≥εEmaxi时, 随真应变的增大, ni值迅速减小。
需要指出的是, 由于微观组织结构的不同, 三类钢加工硬化行为在第二、三阶段的曲线上显示出很大的差异。由最小加工硬化指数nmin上升到局部最大加工硬化指数nmax, 与之相对应的IQ&T钢和Q&T钢的应变增长范围极小(前者为0.005~0.027, 后者为0.006~0.021), 远小于两类钢真实均匀变形的应变范围。过了局部最大硬化指数nmax后, 在剩余的均匀变形范围内, 随着真应变的增大IQ&T钢和Q&T钢的瞬时加工硬化指数ni均迅速下降, 只是IQ&T钢中大量的软相铁素体使其ni的下降幅度远缓于Q&T钢。而IQ&P钢从nmin上升到nmax所经历的的真实应变变化范围则宽得多, 达到了0.012~0.19, 瞬时加工硬化指数的增长几乎占据了该类钢的整个均匀变形过程。综上可见, IQ&P多相钢瞬时加工硬化指数的持续增长能力远超出其它两钢。IQ&P钢中呈正斜率分布的瞬时加工硬化指数正是该类钢具有TRIP效应的有力证据[20], 这与其中含有大量的弥散分布的小尺寸(＜1 μm)残余奥氏体密切相关。残余奥氏体在形变过程中发生的TRIP效应, 使该类钢获得了超强的持续加工硬化的能力, 从而推迟了形变过程中颈缩的发生, 提高了钢的均匀延伸性能, 并最终增大了钢的断后伸长率。
冲击和拉伸应力所引发的应变, 都影响钢中残余奥氏体的稳定性。为了研究各类形变对于IQ&P钢中残余奥氏体的影响, 采用XRD分别对冲击样品不同位置和不同拉伸变形下样品中的残余奥氏体量进行了测定, 结果如图6所示。由图6可见, 冲击和拉伸变形后IQ&P钢中的fcc峰显著下降, bcc峰变高。与之相对应的残余奥氏体(fcc)量明显下降, 而铁素体和马氏体等bcc相所占的比例显著增加。这说明, 冲击和拉伸变形均能引起残余奥氏体的相变, 从而使大量的残余奥氏体在应变的作用下逐步转变成了马氏体。在外加应力作用下, 因TRIP效应所引发的残余奥氏体向马氏体的转变具有以下作用[2, 21]: 首先, 相变诱发转变出的马氏体使钢的基体得到强化, 提高钢的强度; 其次, TRIP效应的发生使形变难以局部集中并使应变分散, 从而使钢的均匀延伸性能得到提高; 第三, 在冲击断裂过程中, 当裂纹尖端遇到残余奥氏体时, 在裂纹尖端的塑性区内残余奥氏体会发生应变诱导马氏体相变, 吸收能量, 钝化了裂纹, 从而提高了钢的冲击韧性。在冲击和拉伸过程中大量残余奥氏体向马氏体的转变, 是IQ&P钢具有较高冲击韧性和加工硬化能力的一个重要原因。
图6 不同冲击及拉伸形变下IQ&P钢的XRD谱
Fig.6 XRD patterns of the IQ&P steel under different (a) impact and (b) tensile deformations
1. 采用经过优化的IQ&P工艺对成分为0.23C-1.9Mn-1.6Si的6.5 mm厚低碳硅锰钢进行处理, 可制备出抗拉强度为1000 MPa的高强钢。这种多相钢具有亚温铁素体、马氏体以及残余奥氏体所构成的的多相组织结构。
2. 与同等级别强度的其它两类钢相比, 含残余奥氏体的多相组织IQ&P钢具有更好的综合韧塑性能: 常温下该类钢的裂纹形成功E1远高于IQ&T钢和Q&T钢; 均匀延伸率和持续加工硬化能力均显著优于IQ&T和Q&T钢。
3. IQ&P钢中弥散分布在原奥氏体晶界和相界等处的残余奥氏体在冲击和拉伸形变过程中发生显著的TRIP效应, 使材料具有较高的冲击韧性和加工硬化能力。
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