1.5Al中锰钢短时临界退火后的组织与性能

冯继科， 定 巍， 李 岩， 张光莹， 张 楠

(1. 内蒙古科技大学 材料与冶金学院(稀土学院), 内蒙古 包头 014010；2. 内蒙古科技大学 内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室， 内蒙古 包头 014010)

中锰钢作为第三代先进高强钢的代表，深受广大学者青睐[1-8]。然而，典型中锰钢(通常为0.15%-0.5%C，0.5%-8%Mn)[9-13]的退火温度相对较低，而组织中Mn元素分配速度缓慢，为了得到含量较高的残留奥氏体需采取长时间的退火。孙荣民等[14]对0.2C -5Mn中锰钢进行临界退火360 min后，残留奥氏体为30%，强塑积达到44.5 GPa·%。然而长时间的退火不仅产生大量的能源消耗与节能环保的理念不符，而且不能在连续退火生产线上实现。因此，在传统的中锰钢基础上添加Al元素形成了现在主流研究的C-Mn-Al系中锰钢[15]。

杨丽芳等[16]对0.52C-7.75Mn-2.78Al中锰钢进行临界退火的相关研究，最终在650～750 ℃退火30 min后强塑积超过30 GPa·%。朱延山等[17]对热轧中锰钢(0.3C-3Al-5Mn)经760 ℃保温60 min临界退火处理后，抗拉强度为930.6 MPa，断后伸长率为46.6%。以上研究虽然明显提高了中锰钢的综合力学性能，然而较长的临界退火时间还是无法满足实际工业生产对临界退火时间的要求。

基于以上研究，结合最佳退火工艺的热力学计算，本文设计试验对冷轧含铝中锰钢进行临界退火处理，探索退火温度对其组织结构、力学性能变化规律的影响。进一步研究短时间(3 min)临界退火后中锰钢的力学性能，进而为中锰钢力学性能的优化提供新思路。

1 试验材料与方法

试验钢实际成分(质量分数，%)为0.19C、5.25Mn、1.56Al、0.59Si，余量Fe。首先将钢锭在箱式加热炉中1200 ℃加热1 h，随后热轧直至3 mm厚，最终经过冷轧使钢板达到1.4 mm厚。利用FactSage©FSstel8.0数据库计算确定试验钢的临界相变点，计算得A1、A3和Acm分别为493、871和660.5 ℃。将冷轧板在高温盐浴炉中进行退火处理，基于热力学计算结果，临界退火温度分别为700、730、760、790、820 ℃，临界退火时间为3 min。具体工艺示意图如图1所示。

图1 热处理工艺示意图Fig.1 Diagram of heat treatment process

使用扫描电镜(SEM，ZEISS-Gemini 300)进行组织结构表征。扫描电镜试样经过金相打磨和抛光后，用电解溶液(15%的高氯酸)进行腐蚀。X射线衍射仪(XRD, Bruker D8 ADVANCE)用来测量残留奥氏体的体积分数。为了防止金相研磨和抛光过程中可能发生的马氏体转变，从而干扰残留奥氏体含量的精准测定，因此，本试验中对试验钢采取电解抛光的处理方式。衍射图谱经过软件处理后得到相应数据，使用Pearson的最小二乘法拟合确定铁素体/马氏体(bcc)的(200)和(211)峰以及奥氏体(fcc)的(200)、(220)和(311)峰的积分强度VII型函数，并根据下式计算残留奥氏体的体积分数(Vγ)[18-19]：

式中：R和I分别为计算得出的某个峰的理论强度和试验强度；q为奥氏体峰的数量；p为铁素体/马氏体峰的数量。

将退火处理后的试验钢切割为标距长度L0=25 mm，宽度b=6.5 mm的狗骨状拉伸试样，单向拉伸试验在CMT-30电子试验机上展开，应变速率为6.67×10-4s-1，负荷为300 kN，测试试样的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率。

2 结果与讨论

2.1 热力学平衡相及工艺窗口分析

图2是利用FactSage®FSstel8.0数据库计算得到的试验钢的残留奥氏体体积分数(FRA)和Ms温度与退火温度的关系。根据文献[20]临界退火最佳工艺窗口应满足：残留奥氏体含量处于20%～40%的范围之内；Ms温度在-60～-20 ℃；温度工艺窗口范围大于20 ℃。如图2所示，当临界退火温度为680 ℃时，残留奥氏体体积分数可达到最高值35.2%，但该温度高于Ms最佳工艺窗口范围，即奥氏体稳定性不足。本试验钢满足上述3条的最佳工艺窗口在640～670 ℃范围内。实际临界退火由于时间短，会偏离热力学平衡状态，其最佳临界退火温度会右移50～100 ℃[21]。因此，本文最终选择了Acm～A3之间的5个退火温度700、730、760、790、820 ℃来研究临界退火工艺的影响。

图2 试验钢的残留奥氏体体积分数和Ms温度与退火温度的关系Fig.2 Relation between volume fraction of retained austenite, Mstemperature and annealing temperature of the tested steel

2.2 临界退火温度对微观组织的影响

不同退火温度下，试验钢组织结构发生改变从而间接影响其力学性能。中锰TRIP钢在临界退火期间马氏体会发生逆转变生成奥氏体，其中一部分会保留至室温，碳化物则主要富集于铁素体晶界和界内，由升温过程中回火产生。如图3(a)所示，在700 ℃下进行临界退火时，其组织构成为铁素体、奥氏体以及少量碳化物，处于最佳工艺窗口温度左侧，即碳化物未完全溶解区；当临界退火温度增加至730 ℃时，碳化物基本消失，室温组织主要为铁素体、奥氏体，残留奥氏体含量明显升高，处于最佳工艺窗口范围内，如图3(b)所示；试样在760 ℃下临界退火时，组织由铁素体、奥氏体及马氏体组成，如图3(c)所示，处于最佳工艺窗口右侧，奥氏体稳定性降低，有马氏体新相生成；临界退火温度达到790～820 ℃时，马氏体的含量逐渐增加，残留奥氏体含量明显降低，如图3(d，e)所示，其临界退火温度更加远离最佳工艺窗口。结合图3形貌与图2热力学计算，在3 min退火条件下，最佳临界退火温度对比热力学计算的最佳温度右移约70 ℃。从图3可以看出，经过临界退火后，冷轧钢均具有亚微米级的残留奥氏体和铁素体。这是因为在临界退火过程中发生了回复再结晶。

图3 试验钢不同温度临界退火3 min后的SEM图像Fig.3 SEM images of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min(a) 700 ℃; (b) 730 ℃; (c) 760 ℃; (d) 790 ℃; (e) 820 ℃

临界退火温度对残留奥氏体含量的影响如图4所示，随着温度的增加，残留奥氏体含量总趋势是先增加后减少，这与图3扫描电镜下微观组织变化规律一致。由图4可以看出，临界退火温度在730 ℃时，奥氏体含量达到最大，为29.18%，与图3形貌分析中该温度处于最佳工艺窗口结论一致。略低于图2热力学计算的最大残留奥氏体含量，且温度显著右移。

图4 试验钢不同温度临界退火3 min后的残留奥氏体体积分数Fig.4 Volume fraction of retained austenite in the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

2.3 临界退火温度对力学性能的影响

临界退火温度对试验钢应力-应变曲线和力学性能的影响如图5所示。由图5(a)可知，应力-应变曲线对退火温度格外敏感：临界退火温度为700～760 ℃时，拉伸应力-应变曲线呈现典型的屈服延伸现象；随着临界退火温度的增加，拉伸应力-应变曲线的屈服延伸现象逐渐变弱(790 ℃)；最后完全消失，呈现连续屈服现象(820 ℃)。结合图3不同临界退火温度下的微观组织可知：700 ℃时，组织中存在一定量的碳化物，由于碳化物对位错的钉扎作用，导致了该温度下拉伸应力-应变曲线的屈服延伸；随着临界退火温度的进一步提高(730 ℃)，冷轧组织中的位错密度进一步下降，导致可动位错密度也随之下降，因此该温度下的屈服延伸现象更显著；当临界退火温度进一步提高(760～790 ℃)，此时组织中出现了一定量的马氏体，发生马氏体相变时，因为体积膨胀导致马氏体周围的铁素体中可动位错密度增加，这在一定程度上缓解了屈服延伸现象；随着临界退火温度继续提高(820 ℃)，使得组织中马氏体量达到一定程度时，屈服延伸现象完全消失。

图5 试验钢在不同温度临界退火3 min后的应力-应变曲线(a)及力学性能(b)Fig.5 Stress-strain curves(a) and mechanical properties(b) of the tested steel after intercritical annealing at different temperatures for 3 min

临界退火温度对力学性能的影响规律如图5(b)所示。抗拉强度随着临界退火温度的提高呈增加趋势，屈服强度呈现下降趋势，伸长率则先增加后降低。这是由于临界退火过程中，随着临界退火温度的提高，一方面铁素体中的碳化物逐渐溶解，同时碳、锰等强化元素原子也加速从铁素体扩散到奥氏体中，这导致铁素体的强度下降，屈服强度也随着下降；另一方面，随着临界退火温度的升高，逆转变奥氏体稳定性下降，最终组织中马氏体的含量也逐渐增加，从而导致抗拉强度随临界退火温度升高而增加。由图4可知，随着临界退火温度升高，组织中的残留奥氏体呈现先增加后下降的趋势，730 ℃退火试样中残奥含量最高(29.18%)，因此该试样拥有最大的伸长率。

图6为目前研究开发的中锰钢在各自最佳临界退火温度下经不同时间退火后的强塑积。从图6可以发现，尽管本论文所使用的试验钢退火时间短(仅有3 min)，但是强塑积却突破了43 GPa·%。这几乎可以与不含Al中锰钢退火6 h后的力学性能相当[14]。Al元素的加入，极大地减少了临界退火所需时间，还能保障中锰钢的力学性能。使得试验方案更满足当前连续退火工艺对时间的要求，这有助于中锰钢由试验研究进入工业生产。

图6 中锰钢在各自最佳临界退火温度下经不同时间退火后的强塑积Fig.6 Product of strength and elongation of medium manganese steels after annealing at respective optimum intercritical annealing temperatures for different time

3 结论

1) 0.2C-5Mn-0.5Si-1.5Al钢经热力学计算得到最佳工艺窗口为640～670 ℃。短时间的临界退火虽未达到热力学平衡状态，但其计算理论仍适用于指导退火工艺，实际最佳临界退火温度右移约70 ℃。

2) 经临界区(700、730、760、790、820 ℃)短时间(3 min)退火，低温阶段(700 ℃)处于碳化物未完全溶解阶段，高温阶段(760～820 ℃)处于奥氏体不稳定阶段，其中730 ℃满足最佳窗口温度，即碳化物完全溶解且奥氏体足够稳定，没有马氏体新相生成，组织由铁素体和奥氏体构成。在730 ℃进行临界退火可获得最优力学性能，抗拉强度约为1041 MPa，屈服强度为921 MPa，断后伸长率为42%，强塑积接近43 GPa·%。