2017, Vol. 38
近年来以中锰TRIP钢 (锰的质量分数为4%~12%) 为代表的第三代汽车用钢正成为国内外学者的主要研究方向. Heimbuch[1]提出用强塑积 (即抗拉强度和伸长率的乘积) 来表征第3代汽车钢的综合性能.Merwin[2-3]研发的中锰 (5%~7%)、低碳 (0.1%) 成分的铁素体-奥氏体双相钢, 采用罩式炉退火方式获得了大于30 GPa%的强塑积; Lee等[4]所研究的Fe-6Mn-0.05C钢能获得23 GPa%的强塑积; 李振等[5]研究的Fe-6.7Mn-0.1C钢获得大于30 GPa%的强塑积; Gibbs等[6]研究的Fe-7Mn-0.1C钢获得的强塑积为36 GPa%; Shi等[7]研究的Fe-7Mn-0.2C钢能获得44 GPa%的强塑积.
近年来为进一步实现中锰汽车钢的轻量化, 很多研究人员在中锰钢中加入了Al或者Si等元素, 这两种元素可以有效地抑制碳化物的析出, 提高奥氏体稳定性, 从而获得优秀的力学性能.例如, Suh等[8]研究的Fe-6Mn-0.1C-3Al能获得强塑积30 GPa%; Li等[9]研究的Fe-6Mn-0.2C-1.6Al能获得强塑积42 GPa%; Park等[10]研究的Fe-8Mn-0.2C-5Al能获得强塑积51 GPa%.
本文实验钢的名义成分为Fe-8Mn-0.2C-4Al (8Mn钢) 和Fe-11Mn-0.2C-4Al (11Mn钢).对两种实验钢进行不同温度的淬火热处理, 实现奥氏体体积分数和稳定性的最优化.通过研究拉伸过程中实验钢的显微组织变化和应变硬化行为, 着重分析奥氏体体积分数和稳定性对实验钢的力学性能和应变硬化行为的影响.
1 实验方法8 Mn钢和11 Mn钢通过真空中频感应炉熔炼成50 kg的铸锭.将铸锭进行高温锻造, 加工成截面积为100 mm×30 mm的锻坯.将锻坯放入高温炉加热至1 200 ℃, 保温2 h, 经过八道次热轧, 最终轧成4 mm厚的板材, 空冷至室温.在冷轧机上轧至1 mm厚的冷轧板.拉伸实验在美特斯CMT5303系列电子万能试验机上进行, 设定拉伸速度3 mm/min.
1.1 热处理工艺对于低合金TRIP钢, 一般采用临界退火-贝氏体等温转变的热处理工艺[11]; 而中锰钢则通常采用奥氏体逆相变 (austenite reverted transformation, ART) 的热处理工艺[2-5], 该工艺耗时长.本实验尝试上述两种热处理工艺均不能获得优良的力学性能, 因此对实验钢进行淬火处理, 即将实验钢分别在700, 750, 800, 850和900 ℃保温5 min后淬火.相比之下, 本实验钢所需的热处理时间短, 操作简便, 而且能获得优秀的综合性能.
1.2 XRD分析为研究不同淬火温度下奥氏体的含量和稳定性对实验钢力学性能的影响, 利用XRD分别测定热处理后的拉伸试样在拉伸前和拉断后的残余奥氏体含量.通过分析XRD衍射能谱, 对试样的残余奥氏体含量进行计算.利用OriginPro软件进行寻峰处理, 并计算积分强度, 选择奥氏体的 (200), (220) 和 (311) 晶面衍射线以及铁素体的 (200) 和 (211) 晶面衍射线计算残余奥氏体体积分数[12]:
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(1) |
式中:φγ为奥氏体的体积分数; Iγ为奥氏体 (200), (220) 和 (311) 晶面衍射峰的积分强度; Iα为铁素体 (200) 和 (211) 晶面衍射峰的积分强度.
2 结果与讨论 2.1 微观组织图 1为8Mn实验钢在不同温度淬火后显微组织的SEM图像.从图中可以看出, 8 Mn钢在750~800 ℃淬火后显微组织为铁素体 (F) 和奥氏体 (A); 在850 ℃淬火后, 显微组织为铁素体、奥氏体和马氏体 (M); 而在900 ℃淬火后, 生成较多的马氏体.随着温度的升高, 晶粒尺寸逐渐增大, 奥氏体稳定性降低, 因此在高温淬火时生成了马氏体.
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图 1 8 Mn实验钢不同淬火温度下的显微组织 Fig.1 Micrographs of 8 Mn steel quenched at different temperatures (a)—750 ℃; (b)—800 ℃; (c)—850 ℃; (d)—900 ℃. |
图 2为11 Mn实验钢在不同温度淬火后显微组织的SEM图像, 其显微组织随淬火温度的变化规律与8 Mn钢相同.从图 2可以看出, 11 Mn钢在750~800 ℃淬火后显微组织由奥氏体和铁素体构成; 在850~900 ℃淬火后显微组织为奥氏体、铁素体和马氏体.与图 1对比可以发现, 11 Mn钢的奥氏体含量明显高于8 Mn钢, 这从XRD的测量结果中进一步得到证实.
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图 2 11Mn钢不同淬火温度下的显微组织 Fig.2 Micrographs of 11Mn steel quenched at different temperatures (a)—750 ℃; (b)—800 ℃; (c)—850 ℃; (d)—900 ℃. |
图 3示出了两种实验钢经过不同温度淬火后残余奥氏体的体积分数.对于8 Mn钢 (图 2a), 奥氏体的体积分数在淬火温度为750 ℃达到峰值 (46.5%)；随着温度的提高, 奥氏体含量逐渐减少, 这主要是由于部分奥氏体相变为马氏体, 使得奥氏体含量下降.对于11 Mn钢 (图 2b), 当淬火温度为800 ℃时试样的奥氏体体积分数最高为74.2%;随着淬火温度的提高, 奥氏体含量逐渐减少.对比发现, XRD的测量结果与显微组织随淬火温度的演变情况是相符合的.从拉伸前后奥氏体含量的变化可知, 实验钢在拉伸变形中诱发了马氏体相变 (TRIP效应).
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图 3 实验钢拉伸前后的奥氏体体积分数 Fig.3 Volume fraction of austenite of the samples before and after tensile tests (a)—8Mn钢；(b)—11Mn钢. |
图 4示出了两种实验钢的力学性能, 可以发现两种实验钢的力学性能随淬火温度的变化规律是相同的.实验钢的抗拉强度随着淬火温度的提高而逐渐提高; 淬火温度为750 ℃总伸长率达到峰值, 然后随着温度提高而降低.如图 4c所示, 两种实验钢在淬火温度为750 ℃时获得最佳的力学性能组合.对于8 Mn钢, 其抗拉强度为964 MPa, 总伸长率为48.1%, 强塑积为46.4 GPa%; 对于11 Mn钢, 其抗拉强度为998 MPa, 伸长率达到67%, 强塑积66.9 GPa%.与其他合金成分的中锰钢相比[3, 5, 9, 13], 所研究的实验钢综合性能优秀, 而且热处理工艺简单.
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图 4 冷轧钢的力学性能 Fig.4 Mechanical properties of the cold-rolled samples (a)—抗拉强度；(b)—总伸长率; (c)—强塑积. |
对比两种实验钢的力学性能可以发现, 当淬火温度为800~900 ℃时, 两种实验钢的综合力学性能比较接近; 当淬火温度为700~750 ℃时, 尤其在750 ℃时, 11Mn钢的总伸长率远远高于8 Mn钢.下面将通过分析8 Mn钢和11 Mn钢在750 ℃淬火后拉伸试样 (以下简称8 Mn-750试样和11 Mn-750试样) 的应变硬化行为来寻找两试样性能存在差异的原因.
2.3 应变硬化行为图 5示出了8Mn-750试样和11Mn-750试样的应变硬化率曲线.对比发现, 两试样的应变硬化率随着应变量的增加呈现相同的三阶段变化规律.第一阶段应变硬化率缓慢下降，第二阶段为缓慢上升阶段，第三阶段为波动下降阶段.为了研究试样在不同阶段的变形行为, 对11Mn-750试样进行工程应变量 (εE) 分别为0.10, 0.20, 0.40和0.67(断裂) 的拉伸, 并通过XRD测定不同变形量时奥氏体体积分数的变化.
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图 5 试样8Mn-750和11Mn-750应力-应变曲线及其所对应的应变硬化率曲线 Fig.5 Strain-stress curves and the corresponding strain hardening rate of 8Mn-750 sample and 11Mn-750 sample 数字1, 2, 3分别表示第一，二，三阶段 (a)—8Mn-750; (b)—11Mn-750. |
图 6示出了11Mn-750试样在不同应变量下奥氏体体积分数的变化情况, 图 7示出了不同应变量下的显微组织演变.对比变形前的组织 (图 2a) 可以发现, 在变形的第一阶段 (应变量为0~0.20), 奥氏体的体积分数变化不大，且铁素体被拉长 (如图 7a, 图 7b椭圆区域所示)；因此可以认为第一阶段主要为铁素体的变形, 铁素体的应变硬化能力较低, 使得应变硬化率曲线呈下降趋势.在变形的第二阶段 (应变量为0.20~0.40), 即缓慢上升阶段, 其对应着奥氏体体积分数的急剧下降 (从62%降为31%), 图 6中奥氏体含量的变化规律与XRD的测试结果相对应, 说明在这一阶段试样发生强烈的TRIP效应, 从而提高了应变硬化率.第三阶段为波动下降阶段 (应变量为0.40~0.67), 在这一阶段奥氏体体积分数降至23%, 下降了8%.文献[14]的研究工作表明, 第三阶段应变硬化率的波动主要是由于发生了不连续的TRIP效应.由于奥氏体具有不同等级的稳定性, 较为稳定的奥氏体需在较大的应力作用下才会诱发相变, 产生TRIP效应, 从而使局部应力转移, 推迟颈缩, 提高材料的延伸率.对比三个阶段奥氏体含量的变化可知, TRIP效应主要发生在变形的第二和第三阶段.
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图 6 11Mn-750试样不同应变量下奥氏体体积分数的变化 Fig.6 Volume fraction of austenite as a function of engineering strain of 11Mn-750 sample |
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图 7 11Mn-750试样不同应变量的显微组织 Fig.7 SEM images of 11Mn-750 sample with different engineering strains (a)—0.1; (b)—0.2; (c)—0.4; (d)—0.67. |
为了进一步比较8Mn-750试样和11Mn-750试样的奥氏体稳定性, 通过公式[7]φγ=φγ0· exp (-kε) 进行定量表征.其中φγ0为初始奥氏体体积分数, φγ为应变量为ε时的奥氏体体积分数; k为奥氏体稳定性指数, k值越大, 则奥氏体越不稳定.通过计算可得, 8Mn-750试样和11Mn-750试样的k值分别为2.3和1.5，因此, 11Mn-750试样的奥氏体稳定性更高.
综合以上分析可知, 对于8Mn-750试样, 其Mn含量较低 (Mn是奥氏体稳定元素), 且奥氏体晶粒尺寸较大, 研究表明奥氏体晶粒尺寸越大, 则稳定性越低[15]，因此其奥氏体稳定性较低, 在较低的应变量 (ε=0.14) 时, 如图 5a所示, 开始发生TRIP效应; 而11Mn-750试样由于奥氏体稳定性较高, 在应变量ε=0.20才开始发生TRIP效应.此外, 11Mn-750试样含有较高的奥氏体体积分数 (64%), 变形过程中有41%的奥氏体发生TRIP效应; 相比之下, 8Mn-750试样初始奥氏体体积分数只有47%, 在变形过程中有31%的奥氏体发生TRIP效应.因此, 11Mn-750试样由于具有更高的奥氏体含量、转变量和稳定性, 使得塑性远远高于8Mn-750试样.
3 结论1) 实验钢在750 ℃淬火后获得最佳的力学性能组合.8Mn钢抗拉强度为964 MPa, 总伸长率为48.1%, 强塑积为46.4 GPa%; 11Mn钢抗拉强度为998 MPa, 伸长率达到67%, 强塑积66.9 GPa%.与其他中锰钢相比, 本实验钢的力学性能优秀, 且热处理工艺简单.
2) 8Mn-750试样和11Mn-750试样在拉伸过程中表现出相同的三阶段应变硬化行为, TRIP效应主要发生在第二和第三阶段.11Mn-750试样由于具有更高的奥氏体含量、转变量和稳定性, 使得其塑性远远高于8Mn-750试样.
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