不同工艺热处理后汽车用中锰钢的显微组织与力学性能

张丽凤 ,王社则 ,田博彤

(1.山西工程科技职业大学汽车工程学院,太原 030031;2.太原理工大学材料科学与工程学院,太原 030024)

0 引言

高强塑积(抗拉强度与断后伸长率的乘积)钢在近年来随着汽车轻量化、车身碰撞安全性等要求的提高下得到了快速发展[1];目前汽车钢已从第一代高强低强塑积(5～15 GPa·%)DP钢/TRIP钢发展至强塑积不小于30 GPa·%的第三代钢[2-3]。第三代汽车用高强塑积钢的研究主要集中在中锰钢上,一般通过优化中锰钢中碳、锰、硅等合金元素含量以及调控逆相变退火温度和时间等工艺参数来获得良好的综合性能[4-6]。目前已证实成分优化和热处理工艺改进能在一定程度上提高中锰钢的强塑性,但是关于中锰钢原始组织对最终热处理后的显微组织和性能的影响研究较少。此外,预热处理和深冷处理已被证实有利于高强钢的组织细化和性能提升,如预热处理有助于提升钢铁材料韧塑性,深冷处理有助于提升钢铁材料的强度和耐磨性能[7-8],但是目前大多采用单独预热处理或者单独深冷处理工艺,而将预热处理/深冷处理与逆相变退火相结合来调控中锰钢显微组织进而提升综合性能的研究鲜有报道。因此,作者将预热处理/深冷处理与逆相变退火工艺相结合,研究了不同工艺热处理后中锰钢的显微组织和力学性能,为高强塑积汽车钢的开发与工业生产提供理论依据。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料为Fe-0.2C-7Mn-3Al中锰钢,由太原钢铁(集团)有限公司提供,主要化学成分(质量分数/%)为0.20C,7.14Mn,2.94Al,0.009P,0.003S,余Fe。在RT3-300型退火炉中对中锰钢铸锭进行1 185 ℃×3 h均匀化退火,空冷至室温,再锻造成20 mm 厚板材。使用DIL402C型热膨胀仪测得中锰钢的奥氏体转变开始温度Ac1和奥氏体转变终了温度Ac3分别为600,684 ℃。

采用线切割法从中锰钢板材上截取若干尺寸为200 mm×100 mm×20 mm 的试样。取部分试样,在SX-5-12型箱式电阻炉中进行预热处理,温度分别为150,550,600,750 ℃,保温时间为6 h,空冷至室温,再置于HPRG-5-10型盐浴炉中进行650 ℃×5 min逆相变退火,空冷至室温。部分试样进行750 ℃×30 min水淬+600 ℃×6 h逆相变退火处理,空冷至室温。部分试样先进行-75 ℃×2 h深冷处理,空冷至室温,再进行600 ℃×6 h逆相变退火,空冷至室温。

1.2 试验方法

使用线切割法在不同热处理态试样上取尺寸为10 mm×10 mm×10 mm 的金相试样,经60#～1500#砂纸逐级打磨,金刚石磨膏抛光,清洗吹干,采用体积分数3.5%硝酸乙醇溶液腐蚀后,使用FEI Quanta 650型扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织。使用D/Max-2500/PC型X射线衍射仪(XRD)测定残余奥氏体含量[9],采用铜靶,Kα射线,工作电压为20 kV,工作电流为30 mA,扫描速率为2(°)·min-1,步长为0.02°。在不同热处理态试样上取厚度为1 mm 的薄片,经打磨、冲裁成直径为3 mm 的圆片后,使用DJ2000型双喷电解减薄仪进行减薄,电解液为体积分数10%高氯酸乙醇溶液,温度为-40 ℃,使用H-800型透射电子显微镜(TEM)观察微观形貌。使用FEI Quanta 650型扫描电子显微镜(SEM)进行电子背散射衍射(EBSD)分析。切取如图1(a)所示的拉伸试样,使用MTS-810型液压伺服万能材料试验机进行室温拉伸试验,拉伸速度为2 mm·min-1。切取如图1(b)所示的冲击试样,使用TSG2040型冲击试验机进行-40 ℃低温冲击试验,保温时间为5 min。

图1 拉伸试样与冲击试样的形状与尺寸Fig.1 Shape and size of tensile specimen（a）and impact specimen（b）

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图2可见:铸态中锰钢的显微组织为窄而细长的板条马氏体;经过150 ℃预热处理后,中锰钢组织转变为块状或板条状马氏体,以及均匀分布的白色碳化物;当预热处理温度升高至550 ℃后,组织中出现了明显的颗粒状碳化物,局部有块状马氏体;当预热处理温度升高至600 ℃时,形成了片层状组织,白色碳化物颗粒数量减少且尺寸增大;当预热处理温度继续升高至750 ℃时,组织中可见板条状和块状马氏体,白色碳化物基本消失。

图2 铸态与不同温度预热处理中锰钢的显微组织Fig.2 Microstructure of as-cast（a）and different-temperature preheated（b-e）medium manganese steel

由图3可见:150 ℃预热+逆相变退火后,中锰钢组织中存在板条状和块状马氏体,以及颗粒状白色碳化物;当预热处理温度为550 ℃时,马氏体呈平行相间的片层状,渗碳体部分发生溶解;当预热处理温度升高至600 ℃,片层状马氏体和白色碳化物较为明显,同时出现凸起的多边形组织;当预热温度继续升高至750 ℃时,中锰钢组织中出现了凸起多边形和凹陷板条形态,这种凸起和凹陷形态是由于耐腐蚀性能不同而呈现出的[10]。

图4中的灰色和白色分别表示奥氏体和铁素体/马氏体。由图4可见:150 ℃预热处理+逆相变退火后,中锰钢中的残余奥氏体主要分布在马氏体板条界面处;当预热处理温度升高至550 ℃时,残余奥氏体增多,且局部残余奥氏体与铁素体/马氏体形成了平行相间的片层结构,这与逆相变退火过程中部分渗碳体发生溶解,提供了逆转变所需的碳和锰元素,从而促进奥氏体形成有关[11-13];当预热处理温度升高至600 ℃时,中锰钢中的残余奥氏体含量进一步增多且主要以短棒状形态存在,这与预热处理温度升高使得板条奥氏体发生合并有关[14];当预热处理温度继续升高至750 ℃时,除块状残余奥氏体外,基体组织中还出现了尺寸较大的多边形残余奥氏体。

图4 不同温度预热+逆相变退火后中锰钢的EBSD形貌Fig.4 EBSD morphology of medium manganese steel after preheating at different temperatures and reverted transformation annealing

由图5可见:淬火处理后中锰钢的显微组织为板条状和块状马氏体;深冷处理后中锰钢的显微组织以板条马氏体为主,同时存在颗粒状碳化物;经淬火+逆相变退火处理后,中锰钢主要以板条马氏体为主,同时存在铁素体、奥氏体和颗粒状碳化物;经过深冷+逆相变退火处理后,中锰钢的显微组织与淬火+逆相变退火处理后相似,只是相对更加细化。

图5 不同工艺热处理后中锰钢的显微组织Fig.5 Microstructure of medium manganese steel after heat treatment with different processes：（a）quenching；（b）cryogenic treatment；（c）quenching and reverted transformation annealing；（d）cryogenic treatment and reverted transformation annealing

由图6可见,4种不同工艺热处理后的中锰钢中均存在马氏体和奥氏体相,相较于淬火处理,深冷处理后马氏体的板条形态更加突出,且晶粒相对细化,奥氏体数量增多。淬火和深冷处理后再经过逆相变退火处理的中锰钢中奥氏体含量较未逆相变处理时明显增多。

由图7可见,深冷处理后中锰钢的显微组织为板条马氏体+块状奥氏体+板条束间的薄膜状残余奥氏体,再经逆相变退火处理后,显微组织转变为块状马氏体+板条状马氏体+铁素体+残余奥氏体,且相界面由深冷处理后的平直状转变为蠕虫状,残余奥氏体含量增加。这主要是因为深冷处理会使得马氏体含量提高的同时细化组织,为逆相变退火过程中奥氏体的转变提供形核质点,并在逆相变退火的驱动力作用下形成较高含量的奥氏体组织[15-16]。

图7 不同工艺热处理后中锰钢的TEM 形貌Fig.7 TEM morphology of medium manganese steel after heat treatment with different processes：（a）cryogenic treatment；（b）cryogenic treatment and reverted transformation annealing

由图8可见,铸态(预热处理温度为0 ℃)中锰钢的残余奥氏体体积分数约为9.9%,经150,550,600,750 ℃预热处理后的残余奥氏体体积分数分别为11.8%,19.6%,42.2%,23.1%。预热处理后中锰钢中的残余奥氏体含量较铸态均有不同程度提升,尤其是当预热处理温度为600 ℃时残余奥氏体含量达到最大,这主要是因为当预热处理温度到达奥氏体相变温度附近时会发生奥氏体转变而使得马氏体分解并形成残余奥氏体[17]。当预热处理温度为750 ℃时(高于Ac3),中锰钢处于单相区,晶粒发生粗化的同时没有碳化物析出,此时残余奥氏体含量有所减小。

图8 不同温度预热处理后中锰钢的残余奥氏体含量Fig.8 Residual austenite content of medium manganese steel after preheating at different temperatures

2.2 力学性能

由表1可见,随着预热处理温度的升高,中锰钢的抗拉强度逐渐增大,断后伸长率和强塑积先增大后减小。当预热处理温度为600 ℃时中锰钢的强塑积最大,为51.99 GPa·%,这主要与此时中锰钢逆相变退火后形成了块状/板条状马氏体+残余奥氏体组织,且短棒状残余奥氏体含量较高有关。块状/板条状马氏体的存在有助于提升中锰钢的硬度和强度,而残余奥氏体的存在有助于提升韧塑性[18-19]。

表1 不同温度预热+逆相变退火后中锰钢的室温拉伸性能Table 1 Room temperature tensile properties of medium manganese steel after preheating at different temperatures and reverted transformation annealing

由图9和表2可见,相较于淬火+逆相变退火处理,深冷处理+逆相变退火后中锰钢的抗拉强度和屈服强度减小,断后伸长率明显增大,强塑积提高了约51.61%。并且-40 ℃冲击功也明显提高。深冷处理+逆相变退火后良好的强塑性和-40 ℃冲击韧性主要与此时中锰钢中形成了较高含量的奥氏体和细小组织有关[20]。

表2 不同工艺热处理后中锰钢的室温拉伸性能和低温冲击功Table 2 Room temperature tensile properties and low temperature impact energy of medium manganese steel after heat treatment with different processes

图9 不同工艺热处理后中锰钢的应力-应变曲线Fig.9 Stress-strain curves of medium manganese steel after heat treatment with different processes

3 结论

(1) 150～750 ℃温度下预热处理后,中锰钢中的残余奥氏体含量较铸态有不同程度提升,当预热温度为600 ℃时残余奥氏体体积分数最大,为42.2%,此时组织为块状/板条状马氏体+残余奥氏体,短棒状残余奥氏体含量较高。

(2) 经预热处理+逆相变退火后,随着预热处理温度升高,中锰钢的抗拉强度逐渐增大,断后伸长率和强塑积先增大后减小,当预热处理温度为600 ℃时,中锰钢的强塑积最大,为51.99 GPa·%。

(3) 相比淬火+逆相变退火处理,深冷处理+逆相变退火后锰钢的抗拉强度和屈服强度较小,断后伸长率、强塑积和-40 ℃冲击功明显较高。