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逆相变退火对连铸坯组织和力学性能的影响探讨

占炜1，2，胡俊1，2，徐国富1，2，王存宇2，曹文全2，董瀚2

(1.华中科技大学材料科学与工程学院，湖北 武汉 430074；2.钢铁研究总院结构材料研究所，北京 100081)

摘 要：研究了逆相变退火温度对0.1C5Mn钢连铸坯的组织结构和力学性能的影响规律，采用SEM进行组织结构的表征，利用XRD技术分析连铸坯退火后奥氏体含量，并测试了退火试样的力学拉伸性能。试验结果表明，连铸坯退火过程中发生奥氏体逆转变且在较低退火温度下有少量碳化物析出，随着退火温度升高，奥氏体含量先增加后减少，析出物逐渐溶解消失。提高退火温度可以显著提高试验钢的抗拉强度但却降低它的屈服强度，另外随退火温度升高，断后伸长率和强塑积先增高后降低。在625～650℃退火，可以获得20%～25%的伸长率。研究结果说明利用逆转变退火可以大幅度提高中锰钢铸坯的力学性能。

关 键 词：连铸；退火温度；逆相变退火

随着社会的发展和进步，汽车工业的发展有了巨大的飞跃，汽车用钢的要求及标准也在不断提高，汽车产业已经发展为国民经济重要支柱之一，推动着社会的进步和发展。节能减排是汽车钢发展的重要方向，通过降低汽车的质量和应用具有高强度和高塑性钢板是一种有效提高汽车安全性的方法[1]。在第1代和第2代汽车用钢的基础上，钢铁研究总院研发出了具有高强高塑性能的第3代汽车用钢，第3代汽车用钢的基本目标为抗拉强度(Rm)为1000～1500MPa，塑性A在20%～30%的级别，即强塑积Rm·A达到30GPa·%[2]。其性能介于第1代和第2代汽车用钢之间。第1代汽车用钢和第2代汽车用钢主要组织分别为bcc和fcc结构，而第3代汽车用钢的组织则是具有高强特点的bcc相和较高组分的具有高强化特性的fcc相的复合组织结构。对中锰钢的研究表明，可以通过双相区退火对组织进行调控，得到在马氏体或超细晶铁素体的基体上引入大量亚稳奥氏体的复合组织，从而显著提高钢的综合力学性能，达到甚至超过30GPa·%的强塑积[3]。

热轧汽车钢板主要用于汽车车体中的一些受力部件，在载货汽车上使用量较大，约占载重汽车热轧板总量的60%～70%[4]。钢板热轧和冷轧轧制后一般要进行退火处理，一连串的工艺流程需要消耗大量的资源能源，那么作为热轧钢板和冷轧钢板的原始材料连铸坯，如果对连铸坯直接应用适当的热处理工艺，从而获得良好的力学性能和组织结构，可以大大降低生产成本和简化生产工艺，提高生产效率。本文以太钢生产的中锰钢连铸坯为对象，研究了不同的退火温度对连铸坯组织结构和力学性能的影响。

1 试验材料及方法

铸坯的成型是一种边运动边冷却的动态过程，并且在冷却过程中伴随着δ→γ→α的相变过程，铸坯冷却后晶粒一般较为粗大，通常是宏观可见的，主要有表层细晶区，柱状晶区和中心等轴晶区。

试验材料为太钢工业生产的TG10钢(0.1C5Mn钢)连铸坯，板坯厚度220mm，宽1250mm。取样示意图见图1，试样分为表层位置取样和1/4位置取样，拉伸冲击试样的长度方向为拉坯方向，冲击试样开口为连铸坯厚度方向。

试验钢的化学成分(质量分数，%)为：C0.1，Mn5，P0.008，S0.002，N30×10-6，余为Fe。

试验温度分别为600、625、650、675、700℃，时间为6h的退火试验，冷却方式为空冷。

试验钢进行不同温度退火后加工成标准拉伸试样进行单轴拉伸试验，取拉伸试样螺纹部分横截面观察其组织结构，并进行XRD试验，测量不同退火温度下试样残余奥氏体的含量。试验采用PHIL-IPSADP-10型X射线衍射仪测量残余奥氏体含量以及其碳含量，测试条件为Co靶，管流30mA，管压30kV，采用石墨晶体单色器，步进扫描，步长为0.02°，积分时间为0.4s，试验根据铁素体晶面(200)、(211)和奥氏体晶面(200)、(220)、和(311)的衍射峰积分强度，利用六线对比法计算得出残余奥氏体的含量，其计算公式为：

式中：G为与奥氏体和铁素体某些晶面相关的参数，Vi为不同G值对应的残余奥氏体体积分数，Iα、Iγ分别为铁素体和奥氏体相应晶面衍射峰的积分强度。

2 试验结果及分析

2.1 退火温度对微观组织的影响

连铸坯表层位置试样经过不同温度退火后的SEM照片如图2所示。退火前连铸坯组织主要为马氏体组织，退火后试验钢的组织应为铁素体和逆转变形成的奥氏体组织。试验钢在不同的温度退火后，其组织发生了变化，主要呈凹凸状组织。由于中锰钢良好的淬透性能和淬硬能力，在室温下组织为马氏体或马氏体与贝氏体的复合组织，显微硬度为400HV。经过600℃退火，铸态组织中生成了大量的细小析出物，部分腐蚀坑和晶界周边出现腐蚀形貌，随着退火温度升高至625℃，析出物的含量逐渐减少，但等轴状和片状腐蚀坑逐步增多。当退火温度升高至650℃时，已经看不到明显的析出物，但腐蚀坑的量达到最大值，其体积分数达到20%左右。从扫描电镜图片给出的信息可以看出，在650℃之前，随着退火温度的升高，试验钢中易腐蚀的凹陷组织越来越多，其形态呈等轴状和片状，已经证明这种组织是退火过程中形成的奥氏体被腐蚀而留下的形貌。随着退火温度的提高，两相区退火导致了铸坯发生了马氏体或马贝组织向奥氏体的转变。当退火温度超过650℃时，如图2(e)、(f)所示，腐蚀坑的数量明显减少，说明钢中的易腐蚀相奥氏体的含量逐步减少。

应用XRD方法试验测得的试验钢退火后奥氏体含量随退火温度的变化曲线如图3所示，表层位置试样退火后其奥氏体体积分数曲线先随温度的提高而逐步增加。当温度达到650℃时，奥氏体体积分数达到了25%。当温度超过650℃后，奥氏体体积分数又逐步减少。这与在图2中观察到的腐蚀凹陷结构基本一致。同样1/4位置试样退火后其奥氏体体积分数先升高后下降，但是650℃时，测得的奥氏体体积分数仅仅有9%的水平。表面试样与1/4试样的测量结果差异主要来自于二者不同粗细的组织。表层组织比较细，属于等轴晶区。而1/4处试样存在于柱状晶区，组织比较粗大。对于比较粗大的组织，奥氏体的测量受到取向的影响比较大，故而测量误差也比较大。因此表面试样的奥氏体测量结果更符合实际情况。为了说明奥氏体体积分数随温度的变化趋势，将表面试样和1/4试样中的奥氏体体积分数进行平均，得到图3中的实线所表示。钢中奥氏体体积分数随温度先增加后降低的趋势可以通过杠杆定律加以理解。600℃退火时可能未达到试样钢的A1温度，退火时析出细小的碳化物颗粒，难以通过逆转变形成奥氏体组织。随着退火温度升高至双向区间，逆转变形成奥氏体体积分数增多。当达到650℃时，奥氏体体积分数达到最大值。进一步提高温度会提高高温下奥氏体含量，但该奥氏体不稳定，因而在冷却过程中会部分转变成马氏体，这表现为奥氏体体积分数随温度的提高而降低。试验结果表明，在退火温度范围为625～650℃时，可获得奥氏体体积分数接近20%的铁素体和奥氏体的复合组织结构。

2.2 退火温度对力学性能的影响

试验钢经过不同温度退火处理后其力学性能随退火温度的变化规律如图4所示，随着退火温度的升高，其抗拉强度逐渐升高，屈服强度先降低后增加。退火后试验钢的断后伸长率A和均匀伸长率Agt随着退火温度的升高先升高后降低，在退火温度为625℃左右时达到最大。试验钢的强塑积随退火温度先升高后降低，在退火温度为650℃左右时达到最大。

材料的使用性能由多方面的因素所影响，从图4可以看出材料的抗拉强度随着退火温度的升高而逐渐上升，但其伸长率却是先上升后下降，导致其综合力学性能强塑积的值呈先上升后下降的趋势，且在高温退火后，材料还有可能出现脆断等现象。由图4可看出，试样退火后的硬度随着退火温度的升高而升高，该硬度的提高主要是由于钢中奥氏体转变为马氏体的缘故。据报道，亚稳奥氏体在形变过程中会产生持续的马氏体相变，产生了持续的加工硬化，提高了材料的强度，改善了材料的塑性，这种现象也被称为相变诱发塑性变形，也就是TRIP效应[5-10]。一般来说，残余奥氏体的体积分数越高，在加工变形中产生的TRIP效应越明显，对材料的塑性和强度的贡献就越大。对比图3的奥氏体随退火温度的变化趋势与图4(c)、(d)中的钢的塑性与强塑积随温度的变化趋势可以看出，它们之间存在一定的对应关系，即随着奥氏体体积分数的增加，钢的塑性显著提高，钢的强塑积也显著提高，说明两相区退火产生的奥氏体可以大幅度提高连铸钢坯的力学性能。从图4(e)可以看出，试验获得了较好的强塑积及力学性能结果，获得了最高约为22GPa·%的强塑积，强塑积明显提高，改善了连铸坯的组织结构及力学性能，达到甚至超过了一般热轧钢的综合力学性能。

3 结论

1)材料的抗拉强度随退火温度的升高而升高，屈服强度先降低后稍有增加，其伸长率随着退火温度的升高是先增加后降低的。

2)材料的强塑积随着退火温度的升高先升高后降低，在退火温度为625～650℃区间其强塑积达到最大，达到22GPa·%的水平。

3)随着退火温度降低，析出物增多，奥氏体含量随退火温度的提高先增加后降低，与钢的塑性和强塑积的变化趋势一致。说明了退火产生的奥氏体对铸钢的力学性能的提高起着决定性的作用。

参 考 文 献：

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