供稿|王亞?wèn)|,楊天一,韓丹,王亞芬,陳虹宇 / WANG Ya-dong, YANG Tian-yi, HAN Dan, WANG Ya-fen,CHEN Hong-yu
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設(shè)計(jì)C-Si-Mn合金系并添加微合金元素Nb開(kāi)發(fā)1000 MPa級(jí)鍍鋅雙相鋼,通過(guò)熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)研究實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)淬火回火的熱鍍鋅工藝對(duì)組織性能的影響。結(jié)果表明:顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成,鐵素體晶粒尺寸約為2~4 μm;隨淬火溫度的升高,實(shí)驗(yàn)材料的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低,導(dǎo)致強(qiáng)度降低,延伸率升高;在較高溫度淬火回火后,組織中部分馬氏體板條界面模糊;實(shí)驗(yàn)材料斷裂韌窩平均尺寸較小,呈韌性斷裂機(jī)制,宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂。實(shí)驗(yàn)材料在380 °C淬火并回火處理后,抗拉強(qiáng)度和延伸率實(shí)現(xiàn)良好匹配,為1000 MPa級(jí)鍍鋅雙相鋼退火工藝提供實(shí)際指導(dǎo)。
汽車(chē)工業(yè)中減輕車(chē)身重量可以大大減少能耗和碳排放,在節(jié)能和環(huán)保的大背景下,為實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化和提高汽車(chē)安全性,利用具有較高減重潛力和碰撞吸收能等優(yōu)勢(shì)的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼取代傳統(tǒng)汽車(chē)用鋼已成為必然趨勢(shì)。先進(jìn)高強(qiáng)鋼具有高強(qiáng)度、良好的可成形性和優(yōu)異的抗碰撞性能,已經(jīng)在汽車(chē)制造中廣泛應(yīng)用,是最具前景的汽車(chē)結(jié)構(gòu)材料[1],以包含軟相鐵素體和硬相馬氏體的雙相鋼是最典型的先進(jìn)高強(qiáng)鋼,其較高的加工硬化率對(duì)成形以及汽車(chē)在碰撞過(guò)程中可能出現(xiàn)的撞擊區(qū)穩(wěn)定性至關(guān)重要?,F(xiàn)代汽車(chē)的制造理念對(duì)于冷軋高強(qiáng)鋼提出耐蝕性、優(yōu)良的延展性、成形性等不同需求[2]。熱鍍鋅雙相鋼兼?zhèn)涓邚?qiáng)度、高塑性和良好的耐蝕性能,是最具潛力的汽車(chē)用鋼之一,其合理化應(yīng)用對(duì)實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化及提高安全性具有重要意義[3]。雙相鋼的組織性能由生產(chǎn)工藝所決定,包括化學(xué)成分設(shè)計(jì)、煉鋼、熱軋、冷軋和熱鍍鋅退火工藝,生產(chǎn)高質(zhì)量的熱鍍鋅雙相鋼,就必須了解各個(gè)工藝階段對(duì)其顯微組織演變的影響,尤其是熱鍍鋅退火工藝[4-6]。本文以工業(yè)生產(chǎn)的1000 MPa級(jí)熱鍍鋅雙相鋼冷硬板在連退熱模擬機(jī)上經(jīng)不同溫度淬火并回火處理的退火板為研究對(duì)象,重點(diǎn)分析基于淬火回火的熱鍍鋅工藝對(duì)其組織性能的影響規(guī)律,為工業(yè)化生產(chǎn)工藝的優(yōu)化提供必要的參考。
實(shí)驗(yàn)材料成分設(shè)計(jì)采用低C-Si-Mn體系,適量添加微合金元素。成分設(shè)計(jì)中添加Cr、Mo用于提高實(shí)驗(yàn)材料的淬透性,元素Mo在鍍鋅工藝中相比Si和Mn更具優(yōu)勢(shì),其不會(huì)導(dǎo)致鍍鋅工藝中鋼板表面與熔融鋅液潤(rùn)濕性的劣化[7]。Mo通常與微合金元素一起添加,本實(shí)驗(yàn)材料中在成分設(shè)計(jì)上選擇添加Nb,以提高析出相的體積分?jǐn)?shù),細(xì)化析出相的尺寸并提高其熱穩(wěn)定性[8],有利于組織性能的調(diào)控。實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)轉(zhuǎn)爐冶煉并連鑄成板坯,板坯經(jīng)熱軋、酸洗最后冷軋為1.2 mm厚的冷硬板。其中,熱軋工藝為:加熱溫度1240 ℃,終軋溫度870 ℃,卷取溫度640 ℃,熱軋板厚度為2.8 mm;酸洗工藝為:酸洗溫度為75~85 ℃,酸洗速度90~110 m/min。實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分見(jiàn)表1。
表 1 實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)
沿軋向取尺寸為450 mm×150 mm冷硬板利用連續(xù)退火熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行不同溫度淬火并回火的熱處理實(shí)驗(yàn)。退火工藝為以5 ℃/s加熱到810 ℃保溫260 s后以12 ℃/s的緩慢冷卻速度冷卻到710 ℃,之后再以40 ℃/s的快冷速度分別淬火至360、380、400和420 ℃,然后經(jīng)45 s加熱到460 ℃模擬熱鍍鋅,最后以15 ℃/s的冷速空冷至室溫,熱鍍鋅退火工藝曲線見(jiàn)圖1。將模擬鍍鋅退火后的試樣制作成電鏡試樣,在掃描電鏡下觀察顯微組織。將退火后的試樣加工成50 mm標(biāo)距的拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試,并在掃描電鏡下觀察拉伸斷口形貌。將斷口沿中軸線剖開(kāi),在掃描電鏡下觀察斷口附近的顯微組織。
圖 1 熱鍍鋅退火工藝
圖2為實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)不同淬火溫度處理后的掃描電鏡照片。實(shí)驗(yàn)材料成分設(shè)計(jì)中因添加了Nb,從圖2可以看出,鐵素體的晶粒細(xì)小尺寸約為2~4 μm,顯微組織均為以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成,鐵素體基體在軋制方向上伸長(zhǎng)并且沿著馬氏體島彎曲,馬氏體島也在軋制方向上變形和伸長(zhǎng)。隨淬火溫度的升高,馬氏體體積分?jǐn)?shù)呈降低趨勢(shì),同時(shí)在較高的淬火溫度下,組織中部分馬氏體回火傾向明顯,板條界面開(kāi)始模糊并出現(xiàn)合并,可能會(huì)伴有碳化物析出。
通過(guò)冷軋和臨界退火對(duì)雙相鋼晶粒的細(xì)化將受到初始組織的影響[9],實(shí)驗(yàn)材料在成分設(shè)計(jì)中添加較高含量的Nb,通過(guò)沉淀和析出第二相來(lái)細(xì)化原始組織,因此最終顯微組織中鐵素體平均晶粒尺寸細(xì)小,同時(shí)Nb的添加也有利于馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加,因?yàn)榫Я<?xì)化會(huì)增強(qiáng)相變動(dòng)力學(xué)[10-11],這是由于納米級(jí)碳化物沉淀阻礙位錯(cuò)的恢復(fù),從而導(dǎo)致鐵素體中位錯(cuò)密度相對(duì)較高,高密度位錯(cuò)可為奧氏體提供了更多的形核點(diǎn),從而導(dǎo)致了更高的奧氏體含量,同時(shí),晶粒細(xì)化增大了作為奧氏體形核位置的晶界面積,對(duì)于1000 MPa鍍鋅雙相鋼通過(guò)添加Nb可以在熱鍍鋅退火工藝易于得到所需體積分?jǐn)?shù)的馬氏體,便于工業(yè)生產(chǎn)中的工藝調(diào)控。微合金元素Nb還可以通過(guò)沉淀或溶質(zhì)拖拽阻礙位錯(cuò)移動(dòng)和晶界的遷移,從而推遲靜態(tài)再結(jié)晶和抑制晶粒長(zhǎng)大[12-13],因此實(shí)驗(yàn)材料在冷軋工序中通過(guò)盡量提高冷軋壓下率以形成高密度的位錯(cuò),進(jìn)而為隨后臨界退火時(shí)進(jìn)行的再結(jié)晶和相變提供更大激活能。同時(shí)微合金元素Nb通過(guò)其強(qiáng)烈阻礙再結(jié)晶的作用,也有助于抑制馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶,提高馬氏體的回火穩(wěn)定性,從不同淬火溫度并回火處理下的顯微組織也可以看出,僅在最高的淬火溫度為420 ℃時(shí),馬氏體才出現(xiàn)較為明顯的回火傾向。
圖 2 不同淬火溫度的掃描電鏡照片:(a)360 °C;(b)380 °C;(c)400 °C;(d)420 °C
圖3為實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)不同淬火溫度并回火處理的力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果。從圖3可以看出,隨淬火溫度的升高抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降趨勢(shì),而屈服強(qiáng)度和延伸率則呈逐漸升高趨勢(shì)。由組織分析可知,隨淬火溫度的升高馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低,因此抗拉強(qiáng)度降低,同時(shí)由于較高淬火溫度時(shí)鐵素體體積分?jǐn)?shù)較高,組織中部分馬氏體回火,使得兩相協(xié)調(diào)變形能力升高,延伸率整體呈上升趨勢(shì)。
圖 3 力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果
雙相鋼的兩相在拉伸變形過(guò)程中一般經(jīng)歷三個(gè)階段:初始鐵素體塑性變形,而馬氏體彈性變形階段;受馬氏體約束的鐵素體變形,部分馬氏體塑性變形而其他仍發(fā)生彈性變形階段;鐵素體馬氏體共同塑性變形階段。本實(shí)驗(yàn)材料滿(mǎn)足性能所需的馬氏體體積分?jǐn)?shù)較高,第一階段被第二階段代替,加工硬化表現(xiàn)為2個(gè)階段[14]。成分設(shè)計(jì)中通過(guò)添加Nb降低平均晶粒尺寸來(lái)提高抗拉強(qiáng)度,同時(shí)晶界和兩相界面增加了位錯(cuò)源的數(shù)量,導(dǎo)致位錯(cuò)密度迅速增加從而產(chǎn)生強(qiáng)化。在汽車(chē)工業(yè)中,吸收能量的能力是影響車(chē)輛抗碰撞性能的重要因素,可以通過(guò)強(qiáng)度和延伸率匹配即強(qiáng)塑積來(lái)衡量。通過(guò)組織性能分析表明,實(shí)驗(yàn)材料在380 ℃淬火并回火處理具有良好的強(qiáng)度和延伸率匹配。
實(shí)驗(yàn)材料在380 ℃時(shí)拉伸斷口表面及剖面的顯微照片如圖4所示。從圖4(a)可以看出斷口表面主要由韌窩組成,雙相鋼拉伸斷裂過(guò)程中的微孔成核與馬氏體自身斷裂有關(guān),晶粒尺寸越細(xì),微孔形成的位置越多。圖4(b)為斷口附近的組織形貌,斷口位置近端,馬氏體參與后期的協(xié)調(diào)變形明顯被拉長(zhǎng),部分馬氏體自身斷裂,裂紋擴(kuò)展至馬氏體與鐵素體之間界面,逐漸剝離最后形成空洞,斷口位置遠(yuǎn)端空洞數(shù)量變少、馬氏體變形及斷裂程度降低。
圖 4 拉伸斷口表面及剖面顯微照片
(1)顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成,隨淬火溫度的升高,實(shí)驗(yàn)材料的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低,導(dǎo)致強(qiáng)度降低,延伸率升高;
(2)實(shí)驗(yàn)材料呈韌性斷裂機(jī)制,韌窩平均尺寸較小,宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂;
(3)通過(guò)淬火回火工藝,實(shí)驗(yàn)材料在淬火溫度為380 ℃時(shí),力學(xué)性能良好,獲得優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度和延伸率匹配。