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    退火工藝對(duì)新型DH鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響

    2022-11-25 12:24:18王保磊王俊峰何燕霖
    上海金屬 2022年6期
    關(guān)鍵詞:貝氏體伸長(zhǎng)率馬氏體

    王保磊 王俊峰 王 華 何燕霖 李 麟

    (1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200444; 2.寶山鋼鐵股份有限公司 中央研究院,上海 201900)

    汽車行業(yè)的快速發(fā)展要求汽車用鋼具有更高的力學(xué)性能,這也帶動(dòng)了近年來超高強(qiáng)鋼的快速發(fā)展[1],尤其是以Q & P鋼和中錳鋼為代表的第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼[2- 4]。汽車零部件形狀復(fù)雜,所以用于制作汽車零件的具有高延展性的先進(jìn)高強(qiáng)鋼得到了快速發(fā)展[5]。發(fā)展最成熟的第一代和第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼分別是DP鋼[6]和Q & P鋼[7]。DP鋼應(yīng)用最為廣泛,但其成形性能較差,難以用于制作形狀復(fù)雜的零件。Q & P鋼性能優(yōu)異,但高硅高錳的成分設(shè)計(jì)不利于焊接性能和表面鍍鋅[8],不宜用于制作要熱鍍鋅的產(chǎn)品和焊接件。

    DH鋼(dual phase steels with improved formability)[9]是近幾年開發(fā)的成形性能好的新型雙相鋼,2016年德國(guó)汽車工業(yè)協(xié)會(huì)的冷成形鋼板標(biāo)準(zhǔn)中首次提及此鋼。與傳統(tǒng)DP鋼相比,新型DH鋼含有一定量的殘留奧氏體,具有良好的成形性能,在汽車行業(yè)得了廣泛研究和應(yīng)用[10- 13]。目前,雖有研究報(bào)道不同退火工藝對(duì)DH鋼組織和性能的影響,但由于相組成復(fù)雜,對(duì)于退火工藝的影響機(jī)制、不同工藝退火的鋼的微觀組織演變等,文獻(xiàn)中沒有更多的報(bào)道。

    本文對(duì)DH鋼冷軋板進(jìn)行了不同工藝的連續(xù)退火,研究了退火工藝對(duì)DH鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響,以期為制備高性能DH鋼提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

    1 試驗(yàn)材料和方法

    研究用DH鋼冷軋板的化學(xué)成分如表1所示。沿軋制方向切取尺寸為150 mm×20 mm×1.5 mm的試塊,對(duì)其進(jìn)行模擬連續(xù)退火處理,退火工藝如圖1所示。首先將試塊加熱至兩相區(qū)某一溫度,保溫時(shí)間為90 s,保溫后以4 ℃/s的速率冷卻至670 ℃,然后以CR1(25 ℃/s)速率冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)440 ℃等溫,最后以CR2(25 ℃/s)速率冷卻至室溫。主要研究?jī)上鄥^(qū)退火溫度和在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的持續(xù)時(shí)間對(duì)DH鋼組織和性能的影響:當(dāng)兩相區(qū)退火溫度為780~840 ℃時(shí),其余參數(shù)不變,在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間為40 s;當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間為40~150 s時(shí),其余參數(shù)不變,兩相區(qū)退火溫度為810 ℃。

    表1 試驗(yàn)用DH鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) Table 1 Chemical composition of the investigated DH steel (mass fraction) %

    圖1 連續(xù)退火工藝Fig.1 Continuous annealing process

    在鋼板上垂直于軋制方向取樣制備金相試樣,經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后,采用TESCAN MIRA3型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡 (scanning electron microscope, SEM)進(jìn)行金相檢驗(yàn);采用體積分?jǐn)?shù)為7%的HClO4酒精溶液將直徑3 mm、厚度50 μm的圓片電解拋光至穿孔,采用JEM- 2100F型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)進(jìn)行形態(tài)和相組成表征;室溫下采用SmartLab X射線衍射儀(X- ray diffractometer, XRD)測(cè)量鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù),采用Co靶(波長(zhǎng)λ為1.79×10-10m),掃描角度為40°~130°。根據(jù)α相和γ相的積分強(qiáng)度計(jì)算殘留奧氏體含量,如式(1)[14]所示。通過拉伸試驗(yàn)獲得連續(xù)退火后鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。

    Vγ=1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ)

    (1)

    式中:Vγ為殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù);Iα、Iγ分別為α、γ相衍射峰的積分強(qiáng)度。

    2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

    2.1 退火溫度對(duì)組織和性能的影響

    圖2為不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜??梢钥闯?,退火溫度升高并沒有改變鋼的相組成,鋼的顯微組織由α相和γ相組成,不同溫度退火的鋼均含有(111)γ、(110)α、(200)γ、(200)α、(220)γ、(211)α、(311)γ、(220)α衍射峰。不同溫度退火的鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ如表2所示??梢娡嘶饻囟葟?80 ℃升高到810 ℃,Vγ從5.37%增加至7.94%,隨著退火溫度進(jìn)一步升高到830 ℃,Vγ降低至7.26%。

    圖2 不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the DH steel annealed at different temperatures

    表2 不同溫度退火的DH鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Table 2 Volume fraction of retained austenite in the DH steel annealed at different temperatures

    圖3為不同溫度退火的DH鋼的顯微組織,均較細(xì)小,但相的含量、形態(tài)和分布有差異,深灰色相為鐵素體(F),灰白色相為馬氏體(M),無碳化物析出。此外還有殘留奧氏體(RA)和貝氏體(B)。

    如圖3(a)所示,780 ℃退火的鋼中鐵素體形狀不規(guī)則,島狀馬氏體沿鐵素體晶界分布,其原因主要是退火溫度較低導(dǎo)致軋制變形特征未完全被消除[15]。鐵素體中有少量亮白色殘留奧氏體,無貝氏體。隨著退火溫度升高至810 ℃,鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%。如圖3(b)所示,帶狀組織消失,鐵素體呈等軸狀,馬氏體為板塊狀和條狀,其尺寸略微增大。

    圖3(c)為810 ℃退火的鋼的SEM組織,可見原奧氏體晶界有白色殘留奧氏體。這是由于碳在γ相中的固溶度比在α相中大得多,所以退火時(shí)碳會(huì)向γ相富集。而且碳在γ相中擴(kuò)散較慢,退火時(shí)間短(90 s),所以經(jīng)過α/γ相界后碳難以在γ相中充分?jǐn)U散,導(dǎo)致原奧氏體邊緣形成富碳區(qū),Ms點(diǎn)降低,易保留至室溫[16]。此外,鋼中形成了少量貝氏體。圖3(d)顯示,830 ℃退火的鋼中馬氏體含量增加、尺寸增大,Vγ略微減少至7.26%。這是由于退火溫度升高使原奧氏體含量增加,奧氏體碳濃度降低,穩(wěn)定性下降,難以保留至室溫[17]。

    圖3 在780(a)、810(b,c)和830 ℃(d)退火的DH鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of the DH steel annealed at 780(a), 810(b,c) and 830 ℃(d)

    圖4為810 ℃退火的DH鋼的TEM組織。圖4(a)中可見少量貝氏體,呈板條狀,部分板條邊界較模糊。圖4(b)表明鐵素體中有明顯的位錯(cuò),這與馬氏體形成及退火時(shí)C、Mn等元素的擴(kuò)散有關(guān)。如圖4(c)所示,鐵素體間有塊狀殘留奧氏體,這種殘留奧氏體很不穩(wěn)定[18],變形時(shí)易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,產(chǎn)生TRIP效應(yīng),有利于改善鋼的延展性。

    圖4 810 ℃退火的DH鋼的TEM組織Fig.4 TEM microstructures of the DH steel annealed at 810 ℃

    圖5及表3為不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能??梢婋S著退火溫度的升高,鋼的屈服強(qiáng)度總體上升高,從790 ℃退火鋼的581 MPa提高至830 ℃退火鋼的719 MPa。鋼中鐵素體含量減少,可動(dòng)位錯(cuò)難以在鐵素體內(nèi)滑移,變形時(shí)不易發(fā)生屈服,導(dǎo)致屈服強(qiáng)度升高。隨著退火溫度的升高,鋼的抗拉強(qiáng)度先降低后升高。780 ℃退火的鋼的抗拉強(qiáng)度最高,為1 211 MPa,由于退火溫度較低,鋼中碳元素?cái)U(kuò)散較慢,組織成分不均勻,室溫下馬氏體和鐵素體的硬度差異較大,所以強(qiáng)度提高[19]。

    圖5 不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

    表3 不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

    隨著退火溫度的升高,鋼的斷后伸長(zhǎng)率先增大后減小,這主要與組織中各相含量有關(guān)。780 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率為12.3%,810 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率最高,為16%。斷后伸長(zhǎng)率顯著提高的原因主要是鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%,變形時(shí)殘留奧氏體能產(chǎn)生更顯著的TRIP效應(yīng),雖然鋼中鐵素體含量有所減少,但TRIP效應(yīng)的作用更大。830 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率顯著下降至10%,Vγ變化不大,但原奧氏體含量增加,室溫下馬氏體較多,導(dǎo)致斷后伸長(zhǎng)率降低。

    2.2 貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間對(duì)組織和性能的影響

    圖6為在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的XRD圖譜。表4為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)??梢婋S著持續(xù)時(shí)間的增加,鋼中Vγ顯著增加。這是由于在440 ℃等溫時(shí),組織中過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w,由于碳在貝氏體中溶解度有限,碳從貝氏體擴(kuò)散到奧氏體中,使奧氏體富碳[20],有利于其保留至室溫。而貝氏體相變提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性,因此隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的延長(zhǎng),室溫下Vγ增加。

    圖6 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the DH steel held at 440 ℃ for different times

    表4 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Table 4 Volume fraction of retained austenite in the DH steel held at 440 ℃ for different times

    圖7為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的顯微組織,包含鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和貝氏體??梢钥闯觯S著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的延長(zhǎng),各相含量及其分布均發(fā)生了顯著變化,其中馬氏體形貌的差異顯著,且含量減少、尺寸減小。其原因是在440 ℃持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng),導(dǎo)致較多的過冷奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。

    圖7 在440 ℃持續(xù)40(a)、90(b)和150 s(c)的DH鋼的顯微組織Fig.7 Microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 40 (a), 90 (b) and 150 s(c)

    圖7(a)中部分馬氏體形態(tài)表明,原奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)發(fā)生了轉(zhuǎn)變,但組織中貝氏體不明顯,可見在440 ℃持續(xù)時(shí)間較短奧氏體轉(zhuǎn)變不充分。隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間增加至90 s,如圖7(b)所示,貝氏體比較明顯,少量原奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w,貝氏體中碳的擴(kuò)散使奧氏體穩(wěn)定性提高,所以冷卻后馬氏體含量減少,Vγ增加,從持續(xù)40 s的7.94%提高至10.21%。在440 ℃持續(xù)150 s的鋼中Vγ增加至12.50%。

    對(duì)在440 ℃持續(xù)150 s的鋼進(jìn)行TEM觀察和表征,結(jié)果如圖8所示。經(jīng)標(biāo)定,鋼中殘留奧氏體大多呈細(xì)小顆粒狀,較穩(wěn)定,變形時(shí)難以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,抑制了鋼在外加載荷下產(chǎn)生的TRIP效應(yīng),從而顯著影響鋼的力學(xué)性能。

    圖8 在440 ℃持續(xù)150 s的DH鋼的TEM組織Fig.8 TEM microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 150 s

    圖9及表5為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能??梢?,隨著持續(xù)時(shí)間的增加,鋼的抗拉強(qiáng)度先降低后逐漸穩(wěn)定,屈服強(qiáng)度總體下降,這主要是鋼中馬氏體含量減少、Vγ增加所致。鋼的斷后伸長(zhǎng)率隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的增加先增大后減小,持續(xù)90 s的鋼的斷后伸長(zhǎng)率最大,為17.9%。鋼中Vγ從7.94%增加至10.21%,導(dǎo)致鋼變形時(shí)產(chǎn)生更顯著的TRIP效應(yīng),有利于塑性的改善,鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到最大值17.9 GPa·%。隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間增加至120、150 s,鋼的斷后伸長(zhǎng)率分別降低至16.3%和13.5%。在440 ℃持續(xù)150 s的鋼,雖然Vγ有所提高,但殘留奧氏體多呈細(xì)小顆粒狀,較穩(wěn)定,鋼變形時(shí)難以發(fā)生馬氏體相變,TRIP效應(yīng)減弱。

    圖9 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

    表5 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

    3 結(jié)論

    (1)新型DH鋼的顯微組織主要由不規(guī)則的鐵素體、島狀馬氏體和殘留奧氏體組成,在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的鋼中有少量貝氏體,無明顯碳化物,但各相的含量、分布及形態(tài)有顯著差異。

    (2)隨著退火溫度的升高,DH鋼的抗拉強(qiáng)度先下降后升高;斷后伸長(zhǎng)率先升高后降低,810 ℃退火的鋼達(dá)到最大值16%,抗拉強(qiáng)度為1 109 MPa,強(qiáng)塑積約為17.7 GPa·%。

    (3)810 ℃退火的DH鋼在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間對(duì)殘留奧氏體的影響顯著,隨著持續(xù)時(shí)間的增加,鋼中殘留奧氏體含量增加,抗拉強(qiáng)度略有下降,斷后伸長(zhǎng)率先升高后降低;在440 ℃持續(xù)90 s的鋼綜合力學(xué)性能最優(yōu),抗拉強(qiáng)度為1 001 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為17.9%,強(qiáng)塑積約為17.9 GPa·%。

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