41L7.热处理对C_Si_Mn系TRIP钢的组织和力学性能影响-北科大张宇光

2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会2007年5月沈阳227热处理对C－Si－Mn系TRIP钢的组织和力学性能影响张宇光1，陈银莉1，武会宾1，赵爱民1，刘光明1,2，熊爱明2（1.北京科技大学冶金工程研究院，北京100083；2.首钢技术研究院，北京100041）摘要：利用金相显微镜、X-射线衍射等方法，研究了0.11C-1.23Si-1.65Mn冷轧TRIP钢等温淬火温度对组织和力学性能的影响。结果表明，实验钢在840℃退火180s和420℃等温240s处理后可以获得6.21％的残余奥氏体，此时可以获得较佳的相变诱发塑性和好的强韧性配合，其强塑积可达22.8GPa·％，改变等温温度与提高两相区加热温度都将降低强塑积。在840℃退火，适当的延长退火时间可以提高残余奥氏体体积分数与其含碳量，有助于提高材料的综合性能。但是在860℃退火，延长退火时间会降低强塑积。关键词：TRIP钢；相变诱发塑性；等温淬火温度；残余奥氏体TheInfluenceofheattreatmentonMicrostructureandMechanicalPropertiesofC-Si-MnTRIPSteelZHANGYuguang1,CHENYinli1,WUHuibin1,ZHAOAimin1,LIUGuangming1,2,XIONGAiming2(1.ResearchInstituteofMetallurgyEngineering,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083;2.ShougangResearchInstituteofTechnology,ShougangGroupCorporation,Beijing100041)Abstract:Theinfluenceofisothermaltransformationtemperatureonmicrostructureandmechanicalpropertiesin0.11C-1.23Si-1.65MncoldrollingTRIP(transformationinducedplasticity)steelsheetswasinvestigated,usingopticalmicroscopyandX-raydiffractionmeasurements.Themaximalvolumefractionofretainedaustenite,whichis6.21%,isobtainedbyheat-treatingin840℃×180s+420℃×240s.Thebestproductofstrengthandductility,whichis22.8GPa·%，isalsoobtainedbythisheattreatmentprocess.Itisgoodtoenhancetheperformanceofthematerialbyincreasingintercriticalannealingtimeproperlyat840℃.Whileitisoppositeat860℃.Keywords:TRIPsteel;transformationinducedplasticity;isothermaltransformationtemperature;retainedaustenite1前言TRIP钢最初是由Zackay等人在含铬、镍的奥氏体不锈钢中创制的[1]。该钢虽然综合力学性能优异，但由于成本太高，其应用受到限制。低碳硅锰TRIP钢是一种新型的价廉的高强度高塑性钢，用其制作的汽车钢板可以减轻汽车的重量和提高汽车的安全性，是一种非常有前途的材料[2]。低碳硅锰系钢主要由铁素体、贝氏体和残余奥氏体等组织组成[3,4]。其中的残余奥氏体在变形过程中诱发马氏体相变，产生TRIP效应，使钢在具有高强度的同时具有良好的塑性。本文通过显微组织与力学性能指标的分析，研究了热处理工艺对TRIP钢性能的影响，找出了最佳工艺参数，并且结合金相，X射线衍射等方法对显微组织进行了定量分析，从而得出不同热处理工艺参数对各相组织体积含量的影响。2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会2007年5月沈阳2282实验材料及方法2.1试样制备试验钢的化学成分（wt％）C0.11，Si1.23，Mn1.66，P0.005，S0.004。铸锭经热轧、冷轧后按国标制成拉伸试样，有效标距为50mm。用热膨胀实验测得其Ac1为758℃，Ac3为878℃。拉伸试样首先在两相区进行退火处理(在氯化盐浴中进行)，然后快速冷至贝氏体区进行等温处理(在硝酸盐浴中进行)，最后油冷至室温。热处理工艺参数见图1。如图1所示，采用临界区加热等温淬火，临界区加热即为α+γ二相区加热。试样在840℃或860℃奥氏体化，保温120s或180s后进行等温淬火处理。等温温度分别为380℃，420℃和460℃，等温时间均为240s。2.2实验方法热处理后的试样在CMT4105型拉伸机上进行拉伸实验。实验用钢热处理后，经过打磨、预磨和抛光制备成的金相试样，用Laborlux12型光学显微镜观察其金相组织。用网格法测定组织中的铁素体相对量。组织中的残留奥氏体相对量用DMAX-RB型12Kw旋转阳极X射线衍射仪进行测定，采用Cu，Kα衍射。用下式计算残余奥氏体的含碳量：a=0.3555-0.0044x，式中a为奥氏体平均的点阵常数(nm)，x为残余奥氏体的含碳量(wt%)[5]。3实验结果与分析3.1力学性能图2为不同热处理工艺下，试样的力学性能指标的关系曲线。抗拉强度随着等温温度的升高逐渐增加。断裂总延伸率随着等温温度的升高逐渐降低。强塑积也是随着等温温度的升高逐渐降低。380400420440460670675680685690695700705710715720725730抗拉强度/MPa贝氏体等温温度/℃840℃×120s840℃×180s860℃×120s860℃×180s380400420440460670675680685690695700705710715720725730抗拉强度/MPa贝氏体等温温度/℃840℃×120s840℃×180s860℃×120s860℃×180s380400420440460670675680685690695700705710715720725730抗拉强度/MPa贝氏体等温温度/℃840℃×120s840℃×180s860℃×120s860℃×180s图2不同热处理后试样的力学性能Fig.2Mechanicalpropertiesofthesamplesatdifferentheattreatmentscheme(a）抗拉强度变化曲线；（b）断裂总延伸率变化曲线；（c）强塑积变化曲线T2(℃)×240sAc1Ac3T1(℃)×120/180s温度/℃时间/s图1临界区等温淬火工艺示意图Fig.1HeattreatmentschemeofaustemperingafterheatingattemperatureofAc1～Ac3(a)(b)(c)2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会2007年5月沈阳2293.2显微组织低碳硅锰TRIP钢经临界区加热后不同温度等温时，显微组织均为贝氏体、铁素体与残余奥氏体。图3为不同热处理工艺下奥氏体的百分含量与奥氏体中碳含量变化曲线。图3为两相区840℃退火180s后的金相组织，其中白色为铁素体，灰色为贝氏体，残余奥氏体在光学显微镜下不易分辨。图4为不同热处理工艺下，试样各相所占的体积百分含量。图5为不同热处理工艺下残余奥氏体中碳浓度变化曲线。图3两相区840℃退火180s不同等温温度下实验钢的组织Fig.3Microstructureofteststeelatdifferentisothermaltransformationtemperature（a）380℃×240s;(b)420℃×240s;(c)460℃×240s38040042044046001020304050607080体积分数/%贝氏体等温温度/℃F（840℃×120s）γ（840℃×120s）B（840℃×120s）F（840℃×180s）γ（840℃×180s）B（840℃×180s）380400420440460010203040506070体积分数/%贝氏体等温温度/℃F（860℃×120s）γ（860℃×120s）B（860℃×120s）F（860℃×180s）γ（860℃×180s）B（860℃×180s）图4不同热处理工艺下各相的百分含量Fig.4Thepercentageofdifferentphasesatdifferentheattreatmentscheme(a)annealat840℃;(b)annealat460℃4讨论本研究用钢采用临界区加热后等温淬火。文献[6,7]指出，2%Si的碳钢在等温时，相变最初阶段形成了游离贝氏体铁素体和碳化物。由于Si在碳化物中不溶解，碳化物沉淀被Si所抑制，贝氏体铁素体可能阻碍碳化物沉淀，防止碳化物形成，相应地在残余奥氏体中可导致较多的碳的富集，使奥氏体具有更多的残留或更高的稳定化倾向。为获得大量的富集碳的残余奥氏体，达到TRIP效应的目的，TRIP钢临界奥氏体的贝氏体相变非常重要。在贝氏体相区等温，一定范围内，若等温温度提高，C曲线中孕育期缩短，贝氏体转变量增加，由贝氏体中排碳而导致残余奥氏体中碳浓度也就增加，(a)(b)（a）（b）（c）2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会2007年5月沈阳230残余奥氏体稳定性增大。一般来说，TRIP钢的残余奥氏体的碳浓度在0.5％时比较稳定。在380℃～420℃等温，残余奥氏体的体积分数较大，残余奥氏体碳浓度也较高，其相变诱发塑性效果较好。所以图2-b中380℃与420℃等温试样的延伸率高，优于460℃等温的试样；在460℃等温时，由于贝氏体转变量增多，但是由于残余奥氏体含量减少许多，TRIP效应也就不明显。文献[8]指出，在贝氏体等温温度较高时，奥氏体分解为少量的贝氏铁素体与M-A岛。随着时间的延长，贝氏体转变开始，奥氏体呈薄膜状布在贝氏铁素体板条之间。但是由于在较高温度下发生的贝氏体转变不能使奥氏体中的碳充分富积，导致奥氏体不稳定。特别是在500℃等温时间超过100s，M-A岛状组织已经很少；超过1000s，贝氏体转变基本结束，最终奥氏体转变为贝氏铁素体与渗碳体。所以在460℃等温时，虽然产生的贝氏体比较多，但是可能有一部分碳并没有进入奥氏体中，导致最终残余奥氏体中碳浓度相对420℃等温时要低。在本文实验条件下，在840℃退火，相同的等温温度，两相区保温不同时间对材料的力学性能影响不显著。前面已经提及Si易于在铁素体内富积，从而在奥氏体化过程中使得铁素体向周围的奥氏体排碳。在两相区加热奥氏体化过程中，一方面铁素体含量会减少，奥氏体含量增加，奥氏体的碳浓度会减小；另一方面，由于Si的作用，又会使奥氏体碳浓度增加。从本文所做的实验来看，随着保温时间的延长，铁素体体积分数减少量很小，可以推断初始奥氏体体积分数的增加量很少，所以相对来说，Si促使铁素体排碳作用占了主导地位，使得初始奥氏体的碳含量增加，最终得到残余奥氏体的碳含量也相应的增加，增加了TRIP效应。但是在860℃退火，奥氏体化速度加快，所以相同的保温时间得到更多的初始奥氏体，同时奥氏体的碳浓度相对较低。在简单碳钢中，随碳量降低，贝氏体孕育期缩短[9]。所以发生的贝氏体转变较多。所以在相同条件下，随着两相区加热温度的升高，软相铁素体量较少，硬相贝氏体较多，同时残余奥氏体量也稍有减少，这些决定了材料的强度上升与塑性的降低。相对于840℃，在860℃退火，延长保温时间，铁素体含量减少较多，所以相对来说，Si促使铁素体排碳作用占了次要地位，初始奥氏体内碳浓度降低，使得贝氏体转变更快。所以最终组织中贝氏体含量增加，残余奥氏体含量减少，降低了TRIP效应