臨界退火冷卻方式對含鈮中錳鋼奧氏體穩(wěn)定性和力學性能的影響

趙 帥， 宋仁伯， 張 宇， 霍巍豐， 王永金， 王鑫瑋， 陳星翰

(1. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083；2. 鞍鋼集團北京研究院有限公司， 北京 102209)

中錳鋼的Mn含量一般在3%～12%(質(zhì)量分數(shù))之間[1]。Mn含量較高導致的焊接性問題一直是中錳鋼難以工業(yè)化生產(chǎn)的問題之一[2-3]。降Mn在降低成本的同時，更主要是減少對焊接性的影響，這已經(jīng)成為了中錳鋼工業(yè)化生產(chǎn)的趨勢。中錳鋼常常采取臨界退火兩相區(qū)保溫退火工藝進行強化，組織一般為鐵素體+奧氏體或鐵素體+奧氏體+馬氏體[4-5]。

退火時間和溫度是當前中錳鋼熱處理工藝中關注和研究較多的關鍵參數(shù)，但少有對臨界退火冷卻方式(水冷和空冷)的研究。在較高Mn含量的中錳鋼中，高Mn含量導致的強奧氏體熱穩(wěn)定性造成冷卻過程中奧氏體含量變化不大[6]；雖然降低Mn含量不利于中錳鋼延展性的提高，但是低合金含量會降低生產(chǎn)工藝難度[7-9]。因此，低Mn含量會使中錳鋼具有更高的產(chǎn)業(yè)化潛力。但是，低Mn含量的中錳鋼組織和性能會受到退火冷卻方式的影響[10]。在此背景下對低Mn含量中錳鋼熱處理工藝的冷卻方式進行探究是必要的。

因此，本文設計了基于3Mn體系的中錳鋼鋼種，并加入微合金元素Nb、Mo進行強化，研究了冷卻方式在不同臨界退火溫度下對中錳鋼組織和力學性能的影響，填補低Mn系中錳鋼在冷卻方式探究上的技術空白。

1 試驗材料與方法

試驗鋼成分如表1所示。將鑄態(tài)試驗鋼鍛后熱軋，熱軋至6 mm厚。利用帶有TCFE8數(shù)據(jù)庫的Thermo-Calc軟件對試驗鋼的相平衡圖進行計算，如圖1所示。用DIL805A熱膨脹儀確定兩相區(qū)溫度區(qū)間，熱膨脹儀測得奧氏體開始形成溫度為694 ℃，滲碳體完全溶解溫度為719 ℃，完全奧氏體化溫度為806 ℃。基于此，選取滲碳體析出溫度700 ℃、無滲碳體析出溫度750 ℃、接近完全奧氏體溫度800 ℃作為臨界退火溫度。在臨界退火溫度保溫30 min后分別以水冷和空冷的方式進行冷卻。取10 mm×10 mm試樣進行研磨、機械拋光，使用ZEISS GeminiSEM 500掃描電鏡進行組織觀察和SEM-EDS的面掃。將試樣預磨、拋光后進行電解拋光，使用SmartLab X射線衍射儀進行物相分析，測量奧氏體含量。利用MTS Exceed E45電子萬能試驗機對變形區(qū)尺寸為25 mm×6 mm×4 mm的狗骨狀試樣進行拉伸試驗。取試樣薄片進行研磨、雙噴處理后，使用JEOL 2100透射電鏡進行TEM分析。

表1 試驗鋼的化學成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 Thermo-Calc軟件計算的試驗鋼相平衡圖(a)及其熱膨脹曲線(b)Fig.1 Phase equilibrium diagram calculated by Thermo-Calc software(a) and thermal dilatometric curve(b) of the tested steel

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織分析

根據(jù)Thermo-Calc的計算結果和圖2的顯微組織可知，700 ℃退火后試驗鋼的顯微組織主要為殘留奧氏體、鐵素體和滲碳體。隨著臨界退火溫度升高，滲碳體逐漸溶解。當臨界退火溫度為750 ℃時，試驗鋼組織主要為奧氏體、馬氏體以及部分鐵素體。在800 ℃臨界退火后基體組織為馬氏體，同時伴隨著團簇狀大尺寸的富Mo、Nb碳化物。圖2和圖3分別為不同臨界退火溫度下水冷和空冷后試驗鋼的SEM照片。水冷和空冷后的相組成相同，但是這并不代表水冷和空冷對組織含量的影響相同，特別是對中錳鋼性能敏感的奧氏體含量。圖4為不同臨界退火溫度下試驗鋼中碳化物的SEM和TEM照片。TEM結果表明，800 ℃臨界退火后的富集析出物為富Mo的NbC結構，即(Nb, Mo)C。這種大尺寸析出物容易在變形過程中誘發(fā)應力在界面的集中，進而產(chǎn)生裂紋，導致塑性惡化[11-12]。

圖2 不同臨界退火溫度下水冷后試驗鋼的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the tested steel intercritical annealed at different temperatures then water cooled(a) 700 ℃; (b) 750 ℃; (c) 800 ℃

圖3 不同臨界退火溫度下空冷后試驗鋼的SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM images of the tested steel intercritical annealed at different temperatures then air cooled(a) 700 ℃; (b) 750 ℃; (c) 800 ℃

圖4 不同臨界退火溫度下水冷后試驗鋼中碳化物的形貌(a, b, f)及成分分析(c, d, e)Fig.4 Morphologies(a, b, f) and composition analysis(c, d, e) of carbides in the tested steel intercritical annealed at different temperatures then water cooled(a) 700 ℃; (b-f) 800 ℃

殘留奧氏體是影響中錳鋼性能的關鍵因素[13-14]。使用XRD測定殘留奧氏體的含量，結果如圖5所示。700 ℃時，由于溫度接近奧氏體初始轉(zhuǎn)變點A1溫度，奧氏體的含量較低。隨著臨界退火溫度的升高，奧氏體含量先升高后降低。隨著臨界退火溫度升高，奧氏體含量增加，滲碳體的溶解使得基體中C和Mn含量增多，能夠保留更多的殘留奧氏體[15]。在800 ℃時，過高的奧氏體含量會導致有限的C和Mn配分至更多的奧氏體中，降低了奧氏體內(nèi)的平均C、Mn濃度，導致奧氏體穩(wěn)定性降低；另外團簇狀(Nb, Mo)C的析出也會造成基體的C損失，進一步降低了奧氏體的穩(wěn)定性。因此在800 ℃臨界退火時，殘留奧氏體的含量降幅明顯。

圖5 不同臨界退火溫度及冷卻方式下試驗鋼的殘留奧氏體含量與強塑積(a)及XRD圖譜(b)Fig.5 Content of retained austenite and product of strength and elongation(a) and XRD patterns(b) of the tested steel intercritical annealed at different temperatures and cooled by different methods

在700 ℃和750 ℃臨界退火時，水冷和空冷的殘留奧氏體含量基本相同。在800 ℃臨界退火時，空冷保留了更多的殘留奧氏體?？绽浜退鋵W氏體含量的影響在較高的退火溫度下表現(xiàn)得更為明顯，此時冷卻過程中元素配分的作用顯得尤為重要。空冷比水冷具有更慢的冷卻速度，這為奧氏體和冷卻過程中先形成的鐵素體和馬氏體之間提供了C和Mn的配分時間。空冷在高溫下的冷卻速度依然很快，這是冷卻過程中鐵素體較少的原因。配分進入奧氏體中的C和Mn加強了奧氏體的穩(wěn)定性，使得殘留奧氏體留存更多。由于800 ℃下退火的殘留奧氏體的穩(wěn)定性較弱，含量很低，在TEM下很難找到殘留奧氏體的形貌和衍射。另外，TEM-EDS不能準確測量C的含量。因此，通過馬氏體和鐵素體中Mn含量的對比也可以觀察配分情況。如圖6所示，空冷后的鐵素體中的Mn和相界中的Mn分別低于和高于水冷后的鐵素體。這表明冷卻過程中存在Mn從鐵素體向奧氏體中的遷移。所有馬氏體均是由奧氏體轉(zhuǎn)變而成，馬氏體中Mn含量的對比也能說明冷卻過程中的配分行為差異。最終含有更多C和Mn使得空冷殘留奧氏體體積分數(shù)(5.0%)高于水冷后的殘留奧氏體(0%)。

圖6 800 ℃臨界退火后不同冷卻方式下試驗鋼的TEM照片(a, b)和Mn含量(c)Fig.6 TEM images(a, b) and Mn content(c) of the tested steel intercritical annealed at 800 ℃ then cooled by different methods(a)空冷(air cooling); (b) 水冷(water cooling)

2.2 力學性能分析

圖7為不同臨界退火溫度下試驗鋼的工程應力-工程應變曲線。表2為不同臨界退火溫度下試驗鋼的力學性能。隨著臨界退火溫度升高，屈服強度先降低后升高。試驗鋼的抗拉強度不斷上升，但斷后伸長率不斷降低。屈服強度與基體初始組織中的位錯密度有關[16]。在700 ℃臨界退火時，基體基本為鐵素體，滲碳體析出較多，導致析出物界面附近位錯增加，使得屈服強度較高。隨著臨界退火溫度升高，滲碳體逐漸溶解，導致基體內(nèi)位錯密度降低，同時較軟的奧氏體含量增多，且奧氏體相會先發(fā)生塑性變形，因此屈服強度降低。當臨界退火溫度進一步升高時，保溫時基體中奧氏體含量增多，而配分的C和Mn濃度較低，奧氏體的穩(wěn)定性較差，導致冷卻后大量馬氏體硬相生成，提高了試驗鋼的屈服強度。

圖7 不同臨界退火溫度及冷卻方式下試驗鋼的工程應力-工程應變曲線Fig.7 Engineering stress-engineering strain curves of the tested steel intercritical annealed at different temperatures and cooled by different methods

抗拉強度的貢獻主要來源于基體組織中含量越來越多的馬氏體。而馬氏體硬相的增多在提高強度的同時惡化了試驗鋼的塑性，因此適當控制馬氏體的含量，實現(xiàn)強度和塑性的良好結合是中錳鋼組織設計的要點。強塑積(抗拉強度與斷后伸長率的乘積)是評判中錳鋼性能的有效參數(shù)。強塑積的變化和殘留奧氏體含量變化曲線如圖5所示，在不同臨界退火溫度下，強塑積的變化趨勢與殘留奧氏體含量相同。隨著臨界退火溫度升高，強塑積先升高后下降，殘留奧氏體含量與強塑積具有一定的對應關系。針對不同臨界退火冷卻方式來看，對比表2的強塑積發(fā)現(xiàn)，800 ℃空冷強塑積為15.5 GPa%，水冷的強塑積為12.0 GPa%，空冷后的強塑積更高，這得益于空冷下更高的奧氏體含量導致的更高塑性。在700 ℃和750 ℃臨界退火時，水冷和空冷的強塑積差異并不明顯。這表明水冷和空冷對于試樣性能的影響差異在較高臨界退火溫度下才能體現(xiàn)出來。

表2 不同臨界退火溫度及冷卻方式下試驗鋼的力學性能

3 結論

1) 隨著臨界退火溫度升高，試驗中錳鋼中滲碳體逐漸溶解，馬氏體含量不斷增加；試驗鋼的強塑積與殘留奧氏體含量的變化趨勢相匹配。在臨界退火溫度為750 ℃時，中錳鋼得到了最優(yōu)綜合力學性能，水冷后屈服強度為750 MPa，抗拉強度為1820 MPa，斷后伸長率為13.9%。在800 ℃臨界退火時，由于奧氏體內(nèi)平均C、Mn濃度較低，奧氏體穩(wěn)定性下降，導致冷卻后形成大量馬氏體；另因大尺寸團簇狀(Nb，Mo)C的析出增加了基體中的C損失進一步降低了奧氏體穩(wěn)定性，最終惡化了試驗鋼的延展性。

2) 在相同臨界退火溫度下，水冷和空冷后試驗鋼的相組成相同。臨界退火冷卻方式(空冷和水冷)對殘留奧氏體含量和力學性能影響差異在臨界退火溫度較高(800 ℃)時體現(xiàn)出來，這與空冷的冷卻時間更長有關。較長的冷卻時間為C和Mn從先形成的馬氏體或鐵素體中配分進入奧氏體提供了時間，使得奧氏體穩(wěn)定性較高，進而有更多的奧氏體能夠保留下來。