配分時(shí)間對(duì)低碳熱軋F(tuán)-Q&P鋼組織和性能的影響

蘇長(zhǎng)珠， 吳 潤(rùn)， 李 釗， 吳 騰， 秦金柱

(武漢科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 湖北 武漢 430081)

近幾年，汽車輕量化出行被人們所倡導(dǎo)，一系列具有良好成形性能的高強(qiáng)和超高強(qiáng)鋼的研發(fā)與應(yīng)用逐漸成為汽車行業(yè)發(fā)展的主流趨勢(shì)[1-4]。汽車用鋼主要包括DP鋼和CP鋼，不僅強(qiáng)度高，而且韌性好。后來(lái)發(fā)展到以Q&P鋼為主的先進(jìn)高強(qiáng)鋼[5-6]。Q&P工藝剛開始是由Speer提出的，其工藝過(guò)程中的組織變化和力學(xué)性能逐步成為行業(yè)的熱點(diǎn)話題[7-8]。后來(lái)Bagliani等[9]成功地研發(fā)出了以馬氏體和殘留奧氏體為主的高強(qiáng)韌汽車用鋼。

Q&P鋼在馬氏體和殘留奧氏體的共同作用下有良好的塑韌性[10-11]，殘留奧氏體的碳含量達(dá)到1%左右才可穩(wěn)定，而如果碳含量過(guò)高，鋼的焊接性和裂紋敏感性就會(huì)變差。本文對(duì)低碳鋼在超快冷條件下，先進(jìn)行兩相區(qū)弛豫(F)，再淬火配分(Q&P)，得到含有板條馬氏體、多邊形鐵素體和殘留奧氏體的F-Q&P鋼，分析了鐵素體對(duì)鋼的作用機(jī)理，研究了配分時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼綜合性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼成分如表1所示，0.20%C保證鋼的焊接性能，0.67%Si可以阻礙滲碳體的形成。一定量的Mn保證了殘留奧氏體可以穩(wěn)定到室溫；0.0025%B保證了試驗(yàn)鋼有較高的淬透性。用JMatPro可得試驗(yàn)鋼的Ac1、Ac3、Ms和Mf點(diǎn)分別為690、816、393和270 ℃，試驗(yàn)選擇的配分溫度在Ms和Mf點(diǎn)之間，取370 ℃。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試驗(yàn)工藝流程如圖1所示，先將鋼料切成40 mm×70 mm×110 mm，隨后加熱至1220 ℃，然后進(jìn)行兩階段控制軋制，軋成3.8 mm厚鋼樣，840 ℃終軋后將試樣浸入700 ℃鹽浴保溫4 s，馳豫使發(fā)生部分鐵素體相變后，再浸入370 ℃鹽浴進(jìn)行10、30、60和180 s的配分處理[12-13]，最后水淬至室溫，試驗(yàn)采用鹽浴模擬超快冷。

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同時(shí)間配分后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel with different partitioning time(a,b) 10 s; (c,d) 30 s; (e,f) 60 s; (g,h) 180 s

圖1 試驗(yàn)鋼的工藝流程Fig.1 Process flow of the tested steel

圖2中的B是鋼樣加工成A50mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。金相試樣大小為20 mm×10 mm×3.8 mm，如圖2中的A陰影面為觀察面，用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液腐蝕8 s，然后分別在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡(Nova Nana SEM400)下進(jìn)行觀察，使用Image Pro-Plus(IPP)對(duì)組織進(jìn)行定量；TEM(JEM-2100F)試樣經(jīng)手動(dòng)打磨至60 μm后在9%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸溶液中進(jìn)行電解雙噴，然后進(jìn)行組織與結(jié)構(gòu)分析；采用XRD(XPert PRO MPD)測(cè)量殘留奧氏體含量，并按YB/T 5338—2019《鋼中奧氏體定量測(cè)定 X射線衍射法》利用五峰法[14]進(jìn)行定量分析。

圖2 試驗(yàn)鋼標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣及金相試樣Fig.2 Standard tensile specimen and metallographic specimen of the tested steel

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 配分時(shí)間對(duì)組織和相的影響

圖3為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同時(shí)間配分后的顯微組織，從金相圖片(見圖3(a，c，e，g))中可明顯看出，組織為暗灰色的馬氏體(含少量殘留奧氏體)+亮白色的多邊形鐵素體。從SEM圖片(見圖3(b，d，f，h))中可看出，隨著配分時(shí)間增加，多邊形鐵素體尺寸變大，含量增加，邊緣逐漸變得明銳，并且由彌散分布變?yōu)榫奂瘧B(tài)；靠近鐵素體邊緣的馬氏體尺寸較其他區(qū)域小，其含量逐漸減少。

試驗(yàn)鋼在超快冷過(guò)程中形成了形變亞結(jié)構(gòu)，一方面提供了形核點(diǎn)，促進(jìn)了馬氏體相變過(guò)程中的形核；另一方面促進(jìn)了碳原子的擴(kuò)散，使得馬氏體中碳含量降低轉(zhuǎn)變成鐵素體，并且在弛豫過(guò)程使得鐵素體形核長(zhǎng)大成多邊形鐵素體，在隨后的等溫過(guò)程中促進(jìn)了碳原子的擴(kuò)散，使其體積長(zhǎng)大。超快冷到配分溫度后，隨配分時(shí)間延長(zhǎng)，馬氏體中的碳原子開始向奧氏體內(nèi)不斷擴(kuò)散，其中奧氏體內(nèi)碳含量越高，其更容易穩(wěn)定到室溫[15]。SEM中的殘留奧氏體含量相對(duì)較少，主要是因?yàn)樵囼?yàn)鋼中含有少量的硅，在一定程度上阻礙了馬氏體板條中碳化物的形成。配分時(shí)間延長(zhǎng)，組織中逐漸出現(xiàn)了部分小島狀馬氏體，是由于馬氏體板條內(nèi)部的碳原子達(dá)到飽和，過(guò)飽和的碳原子逐漸擴(kuò)散到板條束的邊緣，形成偏聚[16]。

表2中用Image Pro-Plus(IPP)測(cè)定的鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別為24.6%、25.7%、36.7%和41.5%，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為65.9%、62.7%、52.2%和49.2%。隨著配分時(shí)間的延長(zhǎng)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)和尺寸一直在增加，而馬氏體的體積分?jǐn)?shù)卻在不斷減少。

表2 試驗(yàn)鋼中鐵素體(F)、馬氏體(M)和 殘留奧氏體(Ar)的定量分析

圖4為試樣的XRD結(jié)果，曲線上α峰代表馬氏體或鐵素體，γ代表殘留奧氏體。利用五峰法定量結(jié)果見表2，在配分時(shí)間為10、30、60和180 s時(shí)，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為9.5%、11.1%、11.6%和9.3%，其量先增加后降低。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同時(shí)間配分后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the tested steel with different partitioning time

在10～30 s的短時(shí)配分過(guò)程中，由于起始碳原子的擴(kuò)散速率低，使其沒有完全擴(kuò)散，殘留奧氏體內(nèi)含碳量較低，穩(wěn)定性較差。而在180 s配分時(shí)，碳原子完全擴(kuò)散，并且有一部分會(huì)從殘留奧氏體中析出，使其分解生成了鐵素體，因此室溫存在的殘留奧氏體量減少。

圖5是配分時(shí)間60 s試驗(yàn)鋼的TEM照片。圖5(a)是對(duì)殘留奧氏體形貌和衍射斑的標(biāo)定，可以看到殘留奧氏體寬度為10～30 nm，且在馬氏體板條間隙中以黑色的薄膜狀穩(wěn)定存在于基體中，在隨后的拉伸試驗(yàn)中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，提高了材料的塑性[17]。在60 s 的配分時(shí)間下，碳原子完全擴(kuò)散，弛豫生成的鐵素體內(nèi)觀察到較多的位錯(cuò)胞和亞晶結(jié)構(gòu)，如圖5(b)所示。在發(fā)生馬氏體相變時(shí)，鐵素體內(nèi)產(chǎn)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，并帶動(dòng)弛豫和超快冷形成的鐵素體內(nèi)的形變亞結(jié)構(gòu)，得到位錯(cuò)胞和亞晶，有效地提高了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度。

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)60 s配分后的顯微組織(a)殘留奧氏體；(b)鐵素體Fig.5 Microstructure of the tested steel with partitioning time of 60 s(a) retained austenite; (b)ferrite

2.2 配分時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響

表3為試驗(yàn)鋼的室溫力學(xué)性能，隨著配分時(shí)間的增加，馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低使得強(qiáng)度降低[18]，配分10～60 s，伸長(zhǎng)率隨殘留奧氏體含量的增加從11.5%升至19.0%，而在180 s的配分過(guò)程中，雖然部分殘留奧氏體發(fā)生分解，含量降低，但在隨后的淬火過(guò)程中，組織中的馬氏體含量減少，伸長(zhǎng)率上升至20.0%。隨配分時(shí)間增加，試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比為0.62～0.79，加工硬化指數(shù)n由0.08先升至0.12，后下降至0.09。

在配分10～60 s時(shí)，n值由0.08增至0.12，一方面是因?yàn)榻M織中的鐵素體增多，產(chǎn)生了大量的可動(dòng)位錯(cuò)和形變亞結(jié)構(gòu)，提高材料塑性；另一方面，在拉伸過(guò)

表3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同時(shí)間配分后的力學(xué)性能

程中的殘留奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)，增強(qiáng)了試驗(yàn)鋼的變形能力。配分180 s時(shí)，鐵素體含量增加，殘留奧氏體含量減少，前者提高的塑性不足以彌補(bǔ)后者降低的塑性，所以n值降低。配分60 s時(shí)，碳原子在殘留奧氏體中完全擴(kuò)散，殘留奧氏體含量為11.6%，伸長(zhǎng)率高達(dá)19.0%，試驗(yàn)鋼有最低的屈強(qiáng)比和最高的n值分別為0.62和0.12，冷成形性能最佳，馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體復(fù)合組織間的協(xié)調(diào)變形能力[14]使其具有最優(yōu)力學(xué)性能。

圖6為不同配分時(shí)間下試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖6可知，試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線整體較光滑，為連續(xù)屈服。配分時(shí)間為60 s和180 s的曲線存在較長(zhǎng)的一段平緩區(qū)，說(shuō)明材料發(fā)生了均勻變形。一方面是在該配分時(shí)間下生成的馬氏體，其體積不斷長(zhǎng)大、擠壓，使得多邊形鐵素體和殘留奧氏體復(fù)相組織產(chǎn)生了大量的可動(dòng)位錯(cuò)，而超快冷過(guò)程中的形變亞結(jié)構(gòu)有利于可動(dòng)位錯(cuò)的生成，所以材料在發(fā)生屈服變形時(shí)應(yīng)力一直保持平穩(wěn)；另一方面組織中殘留奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)，提高材料塑性，使曲線表現(xiàn)平滑。

圖6 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同時(shí)間配分后的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Room temperature stress-strain curves of the tested steel with different partitioning time

3 結(jié)論

1) 通過(guò)弛豫-淬火配分工藝得到了具有高強(qiáng)度和良好塑性的F-Q&P鋼，組織為多邊形鐵素體+板條馬氏體(含少量殘留奧氏體)。

2) 隨著配分時(shí)間的延長(zhǎng)，馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低，鐵素體體積分?jǐn)?shù)和尺寸逐漸增加，產(chǎn)生了大量的可動(dòng)位錯(cuò)和形變亞結(jié)構(gòu)，殘留奧氏體含量先增加后降低；試驗(yàn)鋼強(qiáng)度下降，伸長(zhǎng)率由11.5%升至20.0%，屈強(qiáng)比為0.62～0.79，n值由0.08升至0.12，后下降至0.09。鐵素體產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)和形變亞結(jié)構(gòu)，較多殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)，都能提高n值。

3) 配分時(shí)間為60 s的試驗(yàn)鋼，抗拉強(qiáng)度為1090 MPa，伸長(zhǎng)率高達(dá)19.0%，屈強(qiáng)比最低，為0.62，n值最高，為0.12，力學(xué)性能最佳。