基于层错能的中锰Q&P钢变形机制研究*

吝章国　陈家泳　唐荻　江海涛　段晓鸽

(北京科技大学 冶金工程研究院， 北京 100083)



基于层错能的中锰Q&P钢变形机制研究*

吝章国陈家泳唐荻江海涛†段晓鸽

(北京科技大学 冶金工程研究院， 北京 100083)

摘要：首先利用层错能的热力学模型计算了Mn含量分别为5%、7%的中锰Q&P钢中残余奥氏体的层错能,并分析了热处理过程中碳配分对层错能的影响;然后通过XRD、SEM及TEM分析等研究了中锰Q&P钢拉伸变形过程中的变形机制;最后将层错能与实测变形机制相结合分析了两者的关系.结果表明：中锰Q&P钢残余奥氏体的层错能计算必须考虑碳的配分；7Mn-1.5Si-0.2C试样的层错能为4.55 mJ/m2,5Mn-1.5Si-0.2C试样的层错能为17.8 mJ/m2;钢中残余奥氏体含量的对数与变形量成线性关系;中锰Q&P钢的残余奥氏体在变形过程中主要发生的是TRIP效应,这与通过层错能判别的结果相吻合.

关键词：Q&P钢；层错能；变形机制；残余奥氏体；热处理；碳配分

Q&P(Quenching and Partitioning)钢是一种新型高强钢,通过在淬火后增加碳配分工艺,使得碳在奥氏体中聚集，提高了奥氏体的稳定性,增加了最终淬火组织残余奥氏体含量,从而提高了钢的综合性能.Q&P工艺已经在低锰到中锰钢中得到应用,许多文献[1- 3]已证实其明显提高了钢残余奥氏体含量,改善了钢的性能.然而随着研究的深入,研究重点也逐渐从工艺转到机理.

在对于TWIP钢变形机制的研究中,一种方法就是通过层错能来区分变形机制[4- 6].有研究表明[7],在SFE≤20 mJ/m2时,易产生形变诱发马氏体,称为相变诱发塑性,即TRIP效应;而当SFE≈25 mJ/m2时,高锰钢优先形成孪晶而不发生马氏体相变,即TWIP效应.也有研究表明:在一定范围内增大SFE,会导致变形机制由形变诱发马氏体相变向形变诱发孪晶转变[8- 9].

与TWIP钢不同,Q&P钢在室温下为多相组织,在完全奥氏体后进行Q&P工艺则主要为马氏体和残余奥氏体组织,如果是在两相区退火后进行Q&P工艺则为铁素体、马氏体和残余奥氏体三相组织.研究发现[10],低锰钢经Q&P工艺处理后,钢中残余奥氏体在变形过程中主要发生的是TRIP效应.当锰含量较高时则容易发生TWIP效应(如TWIP钢).中锰Q&P钢锰含量介于高锰TWIP钢与低锰TRIP钢之间,常温下组织中奥氏体含量也介于两者之间,残余奥氏体在变形过程中的变形机制也可能介于两者之间或是两者的混合.

文中以低碳中锰成分Q&P钢为研究对象,对其层错能进行热力学计算,通过SEM组织观察、XRD分析技术及TEM微观组织观察对Mn 含量为3%～8%的Mn-Si 系中锰Q&P钢变形前后的显微组织进行研究,结合实验与计算的结果分析讨论了该钢种的变形机制.

1实验材料及方法

实验用中锰Q&P钢经ZGJL0.05-100-2.5D型真空感应熔炼炉冶炼,其化学成分见表1.将锻件加热到1 200 ℃保温2 h,热轧至3 mm厚,经680 ℃保温10 h退火酸洗后冷轧至1.2 mm厚.冷轧板利用CCT-AY-Ⅱ连退模拟实验机对试样进行Q&P热处理,采用线切割在试验板上沿轧向取50 mm标距的拉伸试样,以2 mm/min的拉伸速度在室温下进行拉伸试验,相应的热处理工艺参数及其力学性能如表2所示.

表1实验用中锰Q&P钢合金成分表1)

Table 1Chemical composition of medium manganese Q&P steel samples

%

1)5Mn指锰含量为4.92%的中锰Q&P钢试样;7Mn指锰含量为6.83%的中锰Q&P钢试样.

表2中锰Q&P钢热处理温度及力学性能

Table 2Heat treatment temperature and mechanical proper-ties of medium manganese Q&P steel

试样退火温度tA/℃淬火温度tQ/℃配分温度tp/℃屈服强度σs/MPa抗拉强度σb/MPa延伸率δ/%强塑积/(GPa·%)5Mn660180300962108434.237.17Mn640604501121117037.243.5

Q&P退火板经电解抛光后,使用4%硝酸酒精侵蚀,利用ZEISS ULTRA 55型场发射扫描电子显微镜(SEM)进行显微组织观察,如图1所示.由于热处理工艺采用的是两相区Q&P工艺,因此最终室温组织应为铁素体、马氏体和残余奥氏体组织.从图1可以看出5Mn组织比7Mn组织明显粗大,并且5Mn实验组织多为等轴状,而7Mn组织则主要是长条状.

图1　不同成分钢的SEM组织照片

利用DMAX-RB 型12 kW旋转阳极X射线衍射仪,采用Cu(Kα)射线,得到衍射图谱.选择面心立方(FCC)的{200}、{220}、{311}衍射峰的积分强度以及体心立方(BCC)的{200}、{211}衍射峰的积分强度,利用下式计算残余奥氏体含量[11]:

(1)

实验所得两钢种的XRD衍射图谱如图2所示.根据式(1)可以计算得到,5Mn钢经Q&P处理后组织中残余奥氏体含量为18.1%(体积分数，下同);7Mn钢组织中残余奥氏体含量为34.4%.

图2　不同成分钢的XRD衍射图谱Fig.2　X-ray diffraction patterns of different composition samples

TEM试样经机械研磨后,在-20 ℃进行双喷减薄,所用双喷液为5%(体积分数)高氯酸+95%(体积分数)无水乙醇,液氮冷却,电压50 V.

2层错能的计算

2.1热力学模型

(2)

根据规则固溶体模型近似,富铁的Fe-Mn-Al-Si系合金的面心立方与密排六方相之间自由能差表征为

(3)

(4)

(5)

(6)

(7)

(8)

表3层错能计算热力学参数[5,15- 16]

Table 3Thermodynamic parameters used for the calculation of stacking fault energy[5,15- 16]

参数表达式参考文献ΔGεFe/(J·mol-1)-2243.38+4.309T[15]ΔGεMn/(J·mol-1)-1000.00+1.123T[15]ΔGεSi/(J·mol-1)-150-8T[16]ΔGεC/(J·mol-1)-22166[16]ΔGεFeMn/(J·mol-1)2873-717(xFe-xMn)[16]ΔGεFeSi/(J·mol-1)2850+3520(xFe-xMn)[16]ΔGεFeC/(J·mol-1)42500[16]TN/K251.71+681xMn-1575xSi-1740xC[5]TεN/K580xMn[5]βφμB/(J·mol-1)0.7xFe+0.62xMn-0.64xFexMn-4xC[5]βεμB/(J·mol-1)0.62xMn-4xC[5]

与TWIP钢层错能的计算方法不同,由于TWIP钢的室温组织为全奥氏体组织,因此计算层错能时可以直接用合金的平均摩尔百分比,然而对于中锰Q&P钢,其室温组织为铁素体、马氏体和残余奥氏体的三相组织,并且其处理过程中还有碳的配分过程,因此在不同相之间存在元素的偏析,不能直接用合金的平均摩尔百分比来计算层错能.

中锰Q&P钢,残余奥氏体合金元素的确定需要经过以下过程,由于在中锰Q&P钢的制备过程中存在两相区退火过程及配分过程,前者完成了碳由铁素体向残余奥氏体的配分,后者完成了碳由马氏体向残余奥氏体的重新配分.由于这两个过程时间较短,而Mn和Si元素原子系数大,扩散缓慢,使得其来不及偏析,因此这里暂不考虑Mn、Si元素偏析的影响.但是C元素在BCC组织和奥氏体之间的配分是迅速而且显著的,关于C元素的配分,涉及到Q&P过程,可以通过CCE模型对配分后残余奥氏体中碳的含量进行计算,但是文献[17]指出,C在配分过程中的前10 s内就完成了配分过程,通过3DAP三维原子探针实验分析证实,碳在配分完成时,马氏体中碳的质量分数约为0.018 9%,与铁素体中的碳含量相当.因此可以利用简化的CCE模型,仅根据总含碳量和组织中残余奥氏体的体积分数,计算出残余奥氏体中的C含量.

(9)

(10)

表4各合金元素平均摩尔百分比及自由能差

Table 4Average element molar percentage composition and free energy difference of the alloy

试样平均摩尔百分比/%FeMnSiCΔG/(J·mol-1)5Mn91.194.893.010.91-581.257Mn89.256.782.971.00-537.05

表5残余奥氏体中各元素摩尔百分比的修正值及自由能差

Table 5Corrected percentage of each element and free energy difference of retained austenite

试样摩尔百分比修正值/%FeMnSiCΔG/(J·mol-1)5Mn87.824.752.934.50-30.627Mn87.616.682.932.78-268.18

2.3晶体点阵常数的测量

文中利用XRD测定残余奥氏体的衍射峰,计算残余奥氏体的点阵常数.由于奥氏体为面心立方晶体,晶面(hlk)的面间距d与点阵常数a之间的关系为

(11)

利用Jade软件寻峰标定,选择(200)晶面,试样残余奥氏体该晶面间距d=1.801 7 nm.所以7Mn的残余奥氏体点阵常数a7Mn=3.603 4 nm;同理,试样5Mn的残余奥氏体(200)晶面间距d=1.797 8 nm,所以a5Mn=3.595 6 nm.

2.4层错能计算结果

ρA,5Mn=2.95×10-5mol/m2,

ρA,7Mn=2.97×10-5mol/m2,

因此两种不同组分下奥氏体钢的层错能分别为

可以看出虽然两种试样的锰含量相差不大,总体的元素差异不大,但是由于Q&P工艺的不同导致了组织中残余奥氏体含量的差异,再加上C配分作用,导致残余奥氏体中的含碳量差异较大,从而导致了两种试样的残余奥氏体层错能存在巨大的差异.

3变形机制观察与分析

3.1残余奥氏体含量与形变量关系

利用XRD分析方法,测得两种试样在不同应变下的残余奥氏体含量(fr),如图3(a)所示.由图3(a)可见,在塑性变形开始阶段,残余奥氏体便发生大量转变,随着变形量的增加,组织中的残余奥氏体不断发生相变而减少,在拉断后,两种组织中残余奥氏体含量都在5%以下,这些都与吴其浩等[18]关于TRIP钢的转变过程相似.残余奥氏体含量的对数(lnfr)与变形量呈线性关系这一特点与TRIP钢的TRIP效应相同[19- 21],进一步表明两种试样在变形时基本按照TRIP效应发生转变.而从图3(b)试样的应力-应变曲线可以看出,在5Mn和7Mn试样发生屈服之后,强度发生了下降,分析认为这与试样屈服时大量奥氏体发生马氏体转变提供了大量变形导致拉伸过程应力松弛有关.

图3中锰Q&P钢残余奥氏体含量与应变的关系及应力-应变曲线

Fig.3Relationship between retained austenite content and deformation degree as well as stress-strain curves of medium manganese Q&P steel

3.2中锰Q&P钢试样变形前后的TEM组织

图4为7Mn钢未变形试样的TEM组织照片及相应的标定结果,对图中组织标定发现,黑色块状组织(图中1区域)为残余奥氏体,在晶粒边界处还可以找到薄膜状残余奥氏体,白色组织(图中2区域)为位错较少的铁素体组织.

经过37%的拉伸变形后,组织的TEM照片如图5所示,与未变形TEM照片一样,白色组织为铁素体组织,对比发现深色组织在未变形前应该为残余奥氏体组织;而对深色的1、2、 3号组织标定发现,1号组织为BCC组织,2和3区域仍然为残余奥氏体组织,说明1号组织是残余奥氏体发生TRIP效应转变成的马氏体组织.这表明组织中的块状与薄膜状残余奥氏体稳定性的差异,2、3区域残余奥氏体由于组织薄膜状及稳定性更好使得能够在变形结束后仍能够保存下来.

图4　7Mn试样未变形时的TEM组织及衍射斑

图5　7Mn变形后的TEM组织及对应区域衍射斑

通过对两种成分的中锰Q&P钢变形前后显微组织对比,以及对其残余奥氏体在变形过程中的含量分析,可以得出中锰Q&P钢的残余奥氏体在变形过程中主要发生的是TRIP效应,没有观察到TWIP效应.根据热力学模型计算5Mn试样中残余奥氏体的层错能为17.8 mJ/m2,7Mn中残余奥氏体层错能为4.55 mJ/m2.两者都在20 mJ/m2以下,文献[6]指出残余奥氏体层错能在此值以下主要发生TRIP效应,这与本实验中观察到的结果一致.

4结论

(1)通过热力学计算,经两相区Q&P工艺处理后,7Mn-1.5Si-0.2C中残余奥氏体层错能为4.55 mJ/m2;5Mn-1.5Si-0.2C残余奥氏体层错能为17.8 mJ/m2.

(2)两相区Q&P工艺下,中锰Q&P钢组织为铁素体、马氏体和奥氏体三相组织,并且存在碳元素的配分,因此在计算层错能时,不能直接利用合金的平均含量,必须对残余奥氏体中合金元素含量进行修正,在对中锰Q&P钢残余奥氏体合金元素修正时,可以利用CCE模型或者简化的CCE模型进行计算.

(3)通过对两种成分的中锰Q&P钢变形前后显微组织对比,以及对其残余奥氏体在变形过程中含量分析,可以得出中锰Q&P钢的残余奥氏体在变形过程中主要发生的是TRIP效应,没有观察到TWIP效应.

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Investigation into Deformation Mechanism of Medium Manganese Q&P Steel Based on Stacking Fault Energy

LINZhang-guoCHENJia-yongTANGDiJIANGHai-taoDUANXiao-ge

(Engineering Research Institute, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Abstract:In this paper, first, the stacking fault energy of the retained austenite in medium manganese Q&P steels respectively with a Mn content of 5% and 7% were calculated by using the thermodynamic model of stacking fault energy, and the effect of carbon partition during the heat treatment on the stacking fault energy was analyzed. Then, the deformation mechanism of the steel under tensile strain was investigated by means of XRD, SEM and TEM, and the relationship between the stacking fault energy and the deformation mechanism was explored. The results show that (1) carbon partition should be considered during the calculation of the stacking fault energy of medium manganese Q&P steels;(2) the stacking fault energy of 7Mn-1.5Si-0.2C sample is 4.55 mJ/m2, and that of 5Mn-1.5Si-0.2C sample is 17.8 mJ/m2;(3) there is a linear relationship between the natural logarithm of retained austenite content and the deformation; and(4) TRIP effect is the main deformation mechanism of medium manganese Q&P steels, which is also verified by the calculated results of the stacking fault energy.

Key words:Q&P steel; stacking fault energy; deformation mechanism; retained austenite; heat treatment; carbon partition

doi:10.3969/j.issn.1000-565X.2016.02.020

中图分类号：TG 151

文章编号：1000- 565X(2016)02- 0140- 07

作者简介：吝章国(1971-)，男，高级工程师，主要从事高端钢铁产品生产技术研究.E-mail:linzhangguo@hebgtjt.com†通信作者： 江海涛(1976-),男,副教授,主要从事汽车用钢材料的开发与研究.E-mail:nwpujht@163.com

*基金项目：国家自然科学基金资助项目(51271035)；北京科技大学中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(FRF-TP-11-005B).

收稿日期：2014- 12- 12

Foundation item: Supported by the National Natural Science Foundation of China(51271035)