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低碳中锰(0.2C-7Mn)钢奥氏体逆转变过程中的组织和性能

2014-5-29 9:38:27

王焕荣, 李自刚, 王国栋, 王巍, 刘俊亮
(宝山钢铁股份有限公司研究院)
 
摘要:本文主要研究了奥氏体逆转变(ART)时间对低碳中锰(0.2C-7Mn)钢组织和性能的影响。结果表明,630℃ART退火时间较短时,在原奥氏体晶界和板条马氏体界面处析出大量的棒状碳化物。随着退火时间的延长,奥氏体在板条马氏体间形核并粗化。同时,板条马氏体间的碳化物逐渐溶解,奥氏体的体积分数相应地增加。在ART退火时间达到48h,形成了铁素体和奥氏体双相组织。0.2C-7Mn低碳中锰钢的力学性能与奥氏体体积分数之间存在密切关系。随着退火时间的增加,奥氏体体积分数增加,钢的屈服强度降低。与此对比,抗拉强度在较短时间ART退火时(<5min)迅速降低,然后随着时间的延长,抗拉强度基本保持不变;总延伸率在退火时间<6h先增加然后直至48h逐渐降低,分析认为这与奥氏体在室温时的稳定性有关。
 
关键词:组织; 力学性能; 残余奥氏体; XRD; SEM
 
1. 前言
      众所周知,材料在承受载荷条件下吸收能量的能力是改善汽车碰撞安全性的基本因素[1]。特别地,汽车行业对于减重和安全性的要求越来越高。但在有些领域,用户希望在不改变现有的生产装备的情况下要求钢板易成形且有良好的耐磨性。在这种情况下,人们的重点集中在开发新型的经济型具有低屈服强度、高抗拉强度和高塑性的新钢种[2]。低屈服强度主要来自于较高含量的奥氏体,而高塑性来源于TRIP钢中的亚稳奥氏体和TWIP钢的稳定奥氏体[3-4]。高的抗拉强度则来源于强烈塑性变形过程中的晶粒细化[5]。因此,高强度低合金钢中增加残余奥氏体的体积分数和细化晶粒是获得新型低屈服强度高抗拉强度和高塑性钢的一条重要途径[6]。
      尽管钢的组织中存在一定量的铁素体也可以获得低屈服强度,但铁素体并不能像亚稳奥氏体那样提供高的抗拉强度,因为亚稳奥氏体在变形的过程中可以转变为马氏体,即TRIP效应,从而提高钢的抗拉强度和塑性。Miller[7]最先研究了临界区退火对含Mn马氏体钢的力学性能的影响。他认为钢的力学性能取决于几个因素,如晶粒尺寸,奥氏体稳定性和样品几何形状。Niikura和Morris[8]以及Han等人[9]在含5%Mn的C-Mn钢中获得了最佳的强度和塑性组合。近年来,董瀚及其合作者[10-15]系统地研究了0.2C-5Mn钢的微观组织与力学性能之间的关系。但是,有关奥氏体逆转变退火对0.2C-7Mn钢的影响的研究尚不多。
    本文设计了一种低碳中锰(0.2C-7Mn)钢,并通过在线淬火和随后的不同时间的奥氏体逆转变退火对其进行了处理。ART退火过程中的组织演变由X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)进行表征。钢板的力学性能通过拉伸试验测量。本文的主要目标是研究630℃时ART退火不同时间对0.2C-7Mn钢的组织和性能的影响,重点关注奥氏体体积分数与强塑积之间的关系。
2.实验过程
      本文所研究的钢的名义化学成分为0.2C-7Mn。首先,在150kg的真空感应炉中浇铸尺寸约220×240×250mm的钢锭,然后对钢锭进行热机械控制轧制成12.5mm厚的钢板,总的累积变形量为95%。终轧温度900℃,然后直接在线淬火至室温。热处理用试样沿钢板轧向进行取样。热处理试验在电阻炉中进行。试样在630℃保温不同的时间后空冷至室温。根据Thermo-Calc软件计算可知,所研究钢种的临界温度分别为Ac1 (610oC)和Ac3 (680oC),平衡相图示于图1。
      试样的组织和奥氏体体积分数通过SEM和XRD进行表征。SEM和XRD试验用的样品先进行机械研磨,然后利用10%的高氯酸酒精进行电解抛光。此外,尺寸为M12×118mm的拉伸试样(标距40mm,直径8mm)以10-3/s的应变速率进行拉伸以测量其力学性能。样品中奥氏体的体积分数通过对铁素体和奥氏体衍射峰进行全谱拟合,数据处理过程可在别处看到[14]。单轴拉伸试验在100kN的拉伸试验机上进行,而XRD测量在DSICOVER-8X射线衍射仪上进行,扫描速度为2o/min。
 
3. 结果与讨论
    630℃退火处理不同时间的样品中的体积分数利用XRD进行测量,相应的XRD图谱如图2所示。值得注意的是,奥氏体在(111), (200)和(220)处的衍射峰的强度随着退火时间的增加而逐渐增强,表明奥氏体的含量逐渐增加。根据X射线衍射图谱计算出的奥氏体体积分数如图2(b)所示。从图2中可以看出,当退火时间小于5min时,奥氏体的体积分数基本保持不变;当退火时间逐渐增加到10min时,奥氏体的体积分数从6%增加到9%。进一步增加退火时间导致奥氏体体积分数迅速增加,从退火30min时的24%增加到48h的50%。
      试验钢的力学性能与退火时间的关系如图3所示。从图3可以清晰地看出试样的屈服强度随着退火时间的增加单调下降,这与奥氏体含量随着退火的延长逐渐增加相吻合。具体而言,屈服应力从1min退火时的1078MPa降低到48h退火时的601MPa。与此相对比,试样的抗拉强度在短时退火(<5min)时迅速降低然后在更长的退火时间变得比较平缓。值得注意的是,试样的抗拉强度随着退火时间的延长基本保持不变,变化范围从1000MPa到1100MPa。此外,试样的总延伸率先增加,在6h退火时达到最大值,然后在更长的退火时间下略有下降。从本文的试验结果来看,在630℃退火6h,试验钢的强塑积超过40000MPa%。更长时间的退火(>6h)导致塑性有所降低,而抗拉强度有所增加。分析认为这与试样中奥氏体的稳定性有关。
      图4给出了试验钢在630℃退火不同时间的典型SEM形貌。从图中可以看出,试样在630℃退火5min时的组织主要包括板条马氏体和少量奥氏体。值得注意的是,沿着原始奥氏体晶界和板条晶界处析出大量的“棒状”碳化物。与此同时,有些马氏体板条转变为奥氏体而没有碳化物析出。当退火时间增加到30min时,出现片层状组织,而且马氏体板条之间的奥氏体含量逐渐增加。碳化物由于逐渐溶解而数量减少。进一步增加退火时间导致片层状组织更加清晰。在图4(c)中可以看到,只有少量的碳化物保留在板条马氏体中;当退火时间增加奥48h后,碳化物完全溶解从而得到铁素体和马氏体的片层状组织。
      钢的塑性与奥氏体的百分比之间存在密切关系。图5给出了试验钢的奥氏体百分数和总的延伸率与退火时间的关系。从图5可以看出,奥氏体百分数在退火时间小于10min时变化比较缓慢;退火时间达到48h以后,奥氏体的百分数已达50%。另一方面,试样的延伸率随着退火时间的增加而增大,并在退火6h时达到最大值。当退火时间达到24h或者更长,延伸率略有降低。从图5尅看出,0.2C-7Mn钢的奥氏体体积分数为大约40%时达到最佳的强度和塑性组合。由于试验钢中的Mn含量稍高,这一百分比高于0.2C-5Mn钢的30% [16]。
      试验钢的高塑性主要来源于塑性变形过程中亚稳奥氏体向马氏体转变,即所谓的TRIP效应。正如前面提到的,塑性强烈地依赖于奥氏体的百分比。然而,高的奥氏体百分比并非意味着高塑性,这是因为奥氏体的稳定性不仅与热稳定性有关,而且与它的力学稳定性有关。在塑性变形过程中,TRIP效应同样对奥氏体的力学稳定性非常敏感。如图5所示,尽管试验钢在长时间退火时的奥氏体体积分数达到50%,但是塑性却有所下降,这主要归因于奥氏体的力学稳定性降低。力学稳定性低的高比例的奥氏体在变形的早期发生快速的从奥氏体向马氏体的转变而不是连续渐进的马氏体转变。
根据上述结果,试验钢在ART退火过程中的组织演变过程可描述如下:首先,在退火的开始阶段,碳化物(Fe3C)沿着板条马氏体界面和原始奥氏体晶界处析出,奥氏体在马氏体板条之间形核。其次,碳化物发生溶解,奥氏体变得粗化,这是一个碳扩散控制的过程。碳化物溶解之后释放出的碳原子扩散到奥氏体中从而稳定了奥氏体。最后,碳化物完全溶解,并在长时间退火过程中形成了超细片层状铁素体加奥氏体组织。奥氏体粗化动力学过程非常缓慢,这主要是因为置换原子Mn从马氏体向奥氏体中的扩散非常缓慢,这一点可以从图4中奥氏体的板条宽度的变化得到证实。
 
4. 结论
      根据上述试验结果,可得出以下结论:
(1) 在630℃退火时,随着退火时间的增加,在淬火态的板条马氏体中析出大量的棒状碳化物,退火时间较短时主要分布在原始奥氏体晶界和板条马氏体界面处;退火时间增加至5min,碳化物开始溶解。与此同时,奥氏体形核并在板条马氏体的界面处长大;在长时间退火过程中,最终形成铁素体+奥氏体片层状组织。
(2) 试样钢在630℃退火时,随着退火时间的延长屈服强度逐渐降低,从990MPa减小到513MPa,这主要是由于奥氏体的含量逐渐增加所致。与此相对比,试验钢的抗拉强度在退火时间小于5min时迅速降低,然后退火时间直至48h,抗拉强度略微增加,从1000MPa增加到1200MPa。
(3) 在目前的试验条件下,试样的总延伸率随着退火时间的关系与逐渐增加的奥氏体体积分数相一致。奥氏体的体积分数、奥氏体的稳定性与塑性之间存在密切的关系。
 
参考文献(略)
 
 




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