供稿|金永盛，郭宏吉 / JIN Yong-sheng, GUO Hong-ji

內(nèi)容導(dǎo)讀

采用C-Si-Mn合金體系，在實(shí)驗(yàn)室冶煉含Nb和不含Nb兩種Q&P鋼，通過(guò)連退熱模擬機(jī)在不同配分時(shí)間下，對(duì)比Nb微合金化對(duì)1000 MPa級(jí)Q&P鋼組織和性能的影響。結(jié)果表明：含Nb的QP鋼比不含Nb的QP鋼馬氏體板條間距變小，殘余奧氏體尺寸也細(xì)小，彌散分布；隨配分時(shí)間的增加，兩種Q&P鋼的殘余奧氏體中平均碳含量相近，殘余奧氏體分?jǐn)?shù)均呈先增加后減少的趨勢(shì)，抗拉強(qiáng)度均下降；含Nb的QP鋼殘余奧氏體分?jǐn)?shù)較高，配分時(shí)間為10 s時(shí)，殘余奧氏體含量達(dá)到最大值為14.2%，強(qiáng)塑積可達(dá)到25500 MPa·%。

近年來(lái)，為降低能源消耗，節(jié)約原材料以及保護(hù)環(huán)境，第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼一直是各鋼鐵企業(yè)研發(fā)的重點(diǎn)。第三代高強(qiáng)鋼主要目的獲得強(qiáng)度和延展性的優(yōu)異組合，獲得較高的強(qiáng)塑積。在降低總重量同時(shí)保證碰撞安全性和提高車輛燃料經(jīng)濟(jì)性等新要求的驅(qū)動(dòng)下，已經(jīng)開(kāi)發(fā)出能夠?qū)崿F(xiàn)所需微觀組織和性能的淬火配分(QP)鋼[1]。一般QP鋼的工藝涉及將加熱至奧氏體區(qū)并保溫適當(dāng)時(shí)間的鋼快速淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變終止溫度(Mf)溫度之間的某一淬火溫度(QT)，以便形成碳過(guò)飽和的馬氏體和未轉(zhuǎn)變的奧氏體，隨后在QT或以上溫度進(jìn)行碳配分，實(shí)現(xiàn)碳從過(guò)飽和馬氏體到奧氏體的擴(kuò)散，以保持富碳的殘余奧氏體在隨后冷卻至室溫期間穩(wěn)定[2]。QP鋼組織中的板條馬氏體和薄膜狀殘余奧氏體使得其具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。QP鋼中要避免滲碳體和過(guò)渡型碳化物的形成，因?yàn)樗鼈兊男纬蓵?huì)消耗一部分碳，使得沒(méi)有足夠的碳來(lái)穩(wěn)定奧氏體至室溫，最終將降低QP鋼的延性。因此，通過(guò)添加硅或鋁來(lái)抑制滲碳體的形成，為碳原子在配分過(guò)程中的擴(kuò)散提供條件，促進(jìn)碳的局部富集，同時(shí)避免滲碳體生成可能導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼脆化傾向。錳可以提高淬透性，并通過(guò)降低奧氏體轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)一步增加其穩(wěn)定性，錳還可以增加碳在奧氏體中的溶解度，提高奧氏體的碳富集能力。在QP鋼中添加鈮可通過(guò)晶粒細(xì)化進(jìn)一步提高強(qiáng)度及韌性，并且可以影響殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其轉(zhuǎn)變行為。到目前為止，微合金元素Nb在QP鋼中的作用尚未得到廣泛深入的研究。因此，本文旨在研究微合金元素鈮在不同配分時(shí)間下對(duì)QP鋼組織形態(tài)、性能、殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)及其碳含量的影響規(guī)律，有助于為QP鋼產(chǎn)品的質(zhì)量?jī)?yōu)化提供理論依據(jù)。

實(shí)驗(yàn)方法

選擇C-Si-Mn成分體系作為實(shí)驗(yàn)鋼的基礎(chǔ)合金，即0.18%C-1.6%Si-1.9%Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))作為不含Nb實(shí)驗(yàn)鋼，添加0.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Nb作為含Nb實(shí)驗(yàn)鋼。兩實(shí)驗(yàn)鋼均經(jīng)真空感應(yīng)爐冶煉，鍛造后將鋼坯熱軋至最終厚度為3.8 mm，加熱溫度為1230℃，保溫時(shí)間為2h，開(kāi)軋溫度為960℃，終軋溫度820℃，卷取溫度為550℃。熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋至最終厚度為1.0 mm，并加工成400 mm×100 mm的試樣，利用Vatron公司MULTIPAS模擬機(jī)進(jìn)行退火工藝模擬。為合理制定工藝參數(shù)，采用Gleeble2000熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼的臨界相變溫度，因Nb的添加并不明顯的影響完全奧氏體化溫度(Ac3)和馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度(Ms)，兩實(shí)驗(yàn)鋼的Ac3溫度相近和Ms溫度相等，Ac3溫度均低于850℃，因此熱模擬工藝中的保溫溫度確定為850℃，Ms溫度均為382℃。通過(guò)約束碳平衡(CCE)模型估算的Fe-0.18%C二元合金的最佳淬火溫度均為350℃，采用一步配分工藝進(jìn)行模擬，連續(xù)退火工藝如圖1所示。

實(shí)驗(yàn)鋼通過(guò)掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織，制備拉伸試樣測(cè)量力學(xué)性能，利用X射線衍射儀測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。數(shù)據(jù)處理過(guò)程選擇奧氏體(111)γ，(200)γ，(220)γ和(311)γ衍射峰，馬氏體(110)α，(200)α，(211)α和(220)α衍射峰，精確測(cè)定對(duì)應(yīng)的衍射角2θ和積分強(qiáng)度I，采用直接對(duì)比法計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。使用奧氏體(220)γ峰的位置計(jì)算殘余奧氏體中的碳含量，奧殘余氏體中的碳含量通過(guò)以下公式進(jìn)行計(jì)算[3]：

式中，ao和Cγ分別是奧氏體中的晶格常數(shù)(?)和碳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析

顯微組織

圖2分別為兩種實(shí)驗(yàn)鋼在配分時(shí)間為300 s時(shí)的顯微組織。從圖2可以看出，兩實(shí)驗(yàn)鋼的晶?；境实容S狀，對(duì)于含Nb鋼，晶粒細(xì)化明顯[4]，組織均為馬氏體和殘余奧氏體，這是完全奧氏體化Q＆P鋼微觀結(jié)構(gòu)的典型特征。不含Nb鋼顯示更大的原始奧氏體晶粒尺寸和更大的馬氏體板條束，組織主要由板條馬氏體和在板條間分布的殘余奧氏體組成。含Nb鋼的馬氏體主要呈塊狀或等軸狀，部分呈板條狀，殘余奧氏體呈塊狀及膜狀分布于晶界及馬氏體板條之間，塊狀殘余奧氏體比例較不含Nb鋼高。

殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其碳含量

通過(guò)X射線衍射儀并結(jié)合公式計(jì)算出兩種實(shí)驗(yàn)鋼在不同配分時(shí)間下殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其碳含量的關(guān)系曲線如圖3所示。從圖3可以看出，兩實(shí)驗(yàn)鋼的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)隨配分時(shí)間的增加整體呈下降趨勢(shì)，殘余奧氏體中的碳含量在較短的配分時(shí)間下趨于增加，隨配分時(shí)間的增加殘余奧氏體中的碳含量呈下降趨勢(shì)，殘余奧氏體碳含量的降低是因?yàn)殡S配分時(shí)間的延長(zhǎng)，由于過(guò)渡碳化物的形成，奧氏體分解，通過(guò)位錯(cuò)對(duì)碳的捕獲而造成。

Nb的添加對(duì)殘余奧氏體中的碳含量影響較小，整體上呈現(xiàn)出增加殘余奧氏體穩(wěn)定性的趨勢(shì)。對(duì)于含Nb鋼在不同的配分時(shí)間下均含有較高的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)，其較高的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)與原始奧氏體晶粒的細(xì)化有關(guān)，較小的原始奧氏體晶粒尺寸導(dǎo)致更細(xì)的馬氏體板條，通過(guò)減少碳需要擴(kuò)散以逃離馬氏體的有效距離來(lái)改變碳在奧氏體之間配分以及馬氏體內(nèi)的碳化物沉淀的競(jìng)爭(zhēng)實(shí)現(xiàn)殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加。對(duì)于不含Nb鋼在配分溫度為30 s時(shí)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)出現(xiàn)最大值，這主要因?yàn)檩^大的馬氏體板條尺寸及間隙，使得碳向奧氏體中擴(kuò)散的距離增加，在10 s時(shí)未完成充分的擴(kuò)散，隨著配分時(shí)間增加到30 s，馬氏體中的碳基本完成了向奧氏體中的配分?jǐn)U散。

力學(xué)性能

經(jīng)不同配分時(shí)間處理的兩實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能如圖4所示。從圖4可以看出，在配分時(shí)間10～30 s范圍內(nèi)強(qiáng)度變化明顯，屈服強(qiáng)度呈升高趨勢(shì)，而抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)。隨配分時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度變化不明顯，變化趨勢(shì)相近，含Nb鋼因明顯的組織細(xì)化，強(qiáng)度均高于不含Nb鋼。抗力強(qiáng)度的降低主要因?yàn)殡S配分時(shí)間的延長(zhǎng)馬氏體回火程度逐漸加劇，在配分初期抗拉強(qiáng)度較高與碳配分到奧氏體中的程度較少有關(guān)。馬氏體的回火過(guò)程中通過(guò)松弛馬氏體轉(zhuǎn)變相關(guān)的內(nèi)應(yīng)力或溶質(zhì)原子釘扎可動(dòng)位錯(cuò)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度的增加。含Nb鋼在配分時(shí)間為10 s時(shí)延伸率達(dá)到最大值，這與其在配分時(shí)間為10 s時(shí)最大體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體及相對(duì)低的穩(wěn)定性相對(duì)應(yīng)，隨配分時(shí)間的增加延伸率逐漸降低，這與先前組織及殘余奧氏體及其碳含量的變化相關(guān)，配分時(shí)間的增加，即使有相對(duì)低的碳含量能保證殘余奧氏體的相對(duì)穩(wěn)定使其在變形過(guò)程中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，但因殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低明顯，使得最終延伸率較低。在不同的配分時(shí)間下，含Nb鋼的延伸率均較高。

結(jié)論

1) 對(duì)于1000 MPa級(jí)Q&P鋼，鈮微合金化可以有效細(xì)化組織并改善不同形態(tài)相的匹配，有效提高強(qiáng)度及塑性。

2) 隨配分時(shí)間的增加，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)整體呈下降趨勢(shì)，含Nb鋼有利于碳在較短的時(shí)間內(nèi)完成配分，殘余奧氏體中碳含量相對(duì)較高，且表現(xiàn)出較高體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體。

3) 隨配分時(shí)間的增加，屈服強(qiáng)度整體呈上升趨勢(shì)，而抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)，延伸率整體呈先下降趨，在配分時(shí)間為10 s時(shí)，含Nb鋼殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高，同時(shí)對(duì)應(yīng)了最高的延伸率，強(qiáng)塑積達(dá)到最大值為25592 MPa·%。