□馬榮材 祝志峰

雙相鋼以其良好的強(qiáng)度和延性匹配、高的初始加工硬化率、高的碰撞能量吸收能力和低屈強(qiáng)比等優(yōu)點(diǎn)逐漸成為汽車制造的重要材料[1～2]。在雙相鋼中，有一種特別有效的添加元素，就是Si，它的作用針對鐵素體可以提高其基體的連續(xù)性，并且可使馬氏體不能相互聯(lián)接，防止馬氏體區(qū)域出現(xiàn)裂紋，同時鐵素體中C的活度可被提高，使其能夠表現(xiàn)出更好的韌性。然而目前關(guān)于Si含量對熱軋雙相鋼影響的研究，大多止步于Si含量對熱軋雙相鋼組織和性能的影響，對其相變規(guī)律研究較少。本文通過對不同Si含量試驗鋼的CCT曲線以及顯微組織進(jìn)行對比，分析了Si對高強(qiáng)熱軋雙相鋼相變規(guī)律的影響，為高強(qiáng)度雙相鋼的產(chǎn)業(yè)化打好基礎(chǔ)。

一、實驗材料和方法

(一)實驗材料。實驗用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如表1所示。利用50kg真空爐冶煉，冶煉后將鑄錠進(jìn)行鍛造，鍛坯尺寸為40×70×90mm。

表1 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

(二)實驗方法。為繪制實驗鋼奧氏體變形后的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，利用在Gleeble-3,500熱模擬試驗機(jī)進(jìn)行試驗，通過熱膨脹法及金相觀察最終確定曲線。

采用Gleeble-3,500熱模擬機(jī)將試樣以10℃/s的加熱速度加熱到1,100℃，然后以1℃/s的速度加熱到1,200℃，保溫3min，以10℃/s的速度冷卻到1,100℃保溫30s，以5s-1的變形速率壓縮30%，再以5℃/s的速度冷卻到850℃保溫30s，以10s-1的變形速率壓縮30%，然后分別以0.5℃/s、1℃/s、3℃/s、5℃/s、10℃/s、20℃/s、30℃/s的速度進(jìn)行冷卻，最后采集溫度、膨脹量和時間數(shù)據(jù)繪制CCT曲線圖。

各試樣的顯微組織通過金相顯微鏡觀察，為描述不同冷速下組織中的鐵素體轉(zhuǎn)變量及晶粒尺寸，可采用ImageTools軟件進(jìn)行統(tǒng)計，實驗鋼不同冷速下鐵素體的顯微硬度則利用Leica VMHT 30M硬度儀測定。

二、結(jié)果與討論

(一)低Si實驗鋼的CCT曲線及不同冷速下的顯微組織。1號低Si實驗鋼CCT曲線如圖1所示。實驗鋼CCT曲線中冷速在0.5～30℃/s范圍內(nèi)均發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變溫度范圍為806～620℃，隨冷速增加，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度降低，且0.5～5℃/s范圍內(nèi)可以觀察到有部分珠光體轉(zhuǎn)變，但相變溫度范圍較窄。當(dāng)冷速大于1℃/s后，貝氏體轉(zhuǎn)變則將出現(xiàn)，其轉(zhuǎn)變溫度范圍為613～490℃，所有冷速情況下均有馬氏體轉(zhuǎn)變。

1號實驗鋼不同冷速下金相組織如圖2所示，顯微組織特點(diǎn)如表2所示。

圖1 1號實驗鋼的CCT曲線

圖2 實驗鋼不同冷速下的顯微組織a:0.5℃/s; b:1℃/s; c:3℃/s; d:5℃/s;e:10℃/s; f:20℃/s; g:30℃/s

表2 顯微組織

圖3 2號實驗鋼的CCT曲線

(二)高Si實驗鋼的CCT曲線及不同冷速下的顯微組織。2號高Si實驗鋼CCT曲線如圖3所示。實驗鋼CCT曲線中冷速在0.5～30℃/s范圍內(nèi)均發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變溫度范圍為826～630℃，隨冷速增加，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度降低，且0.5～10℃/s范圍內(nèi)有部分珠光體轉(zhuǎn)變，但相變溫度范圍較窄。當(dāng)冷速大于3℃/s后，開始有貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍為585～470℃，0.5～30℃/s范圍內(nèi)均有馬氏體轉(zhuǎn)變。2號實驗鋼不同冷速下金相組織如圖4所示，顯微組織特點(diǎn)如表3所示。

圖4 實驗鋼不同冷速下的顯微組織a:0.5℃/s; b:1℃/s; c:3℃/s; d:5℃/s;e:10℃/s; f:20℃/s; g:30℃/s

(三)Si含量對實驗鋼相變規(guī)律的影響。2號實驗鋼較1號實驗鋼Si含量高約0.55wt%，比較兩種實驗鋼的CCT曲線和不同冷速下的組織，可分析Si元素對相變規(guī)律的影響。

表3 顯微組織

圖5 1號和2號實驗鋼CCT曲線的對比

從圖5可知，1號實驗鋼和2號實驗鋼CCT曲線特征基本一致，通過比較可見，對于實驗用C-Si-Mn-Cr系列的熱軋雙相鋼，Si含量增加0.55wt%，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度從806℃左右提高到826℃左右，鐵素體終止轉(zhuǎn)變溫度也有少許的提高，即鐵素體的轉(zhuǎn)變區(qū)域擴(kuò)大了。這是由于在奧氏體化過程中，C在鐵素體中的化學(xué)勢由于Si在鐵素體中的聚集而提高，C元素向奧氏體中擴(kuò)散的驅(qū)動力得到增強(qiáng)，C向奧氏體中聚集凈化了鐵素體基體，促進(jìn)了鐵素體的生成。1號實驗鋼珠光體轉(zhuǎn)變結(jié)束的冷速約5℃/s，而2號實驗鋼珠光體轉(zhuǎn)變結(jié)束的冷速約10℃/s。即Si含量的提高在促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變的同時，也促進(jìn)了珠光體轉(zhuǎn)變。2號實驗鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間略低于1號實驗鋼，可見Si含量的提高促進(jìn)C向奧氏體中聚集不僅凈化了鐵素體基體促，而且使得亞穩(wěn)奧氏體的淬透性得到提高，增強(qiáng)了亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性，抑制貝氏體轉(zhuǎn)變，拓寬了奧氏體亞穩(wěn)區(qū)。

圖6 Si對實驗鋼鐵素體體積分?jǐn)?shù)、晶粒尺寸和硬度的影響(a)對體積分?jǐn)?shù)的影響; (b)對晶粒尺寸的影響;(c)對硬度的影響

如圖6可知，隨著冷速的增加，1號和2號實驗鋼鐵素體晶粒尺寸逐漸減小，鐵素體轉(zhuǎn)變量逐漸降低，而鐵素體的硬度逐漸升高。Si的添加可以促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變，因此2號實驗鋼各冷速下鐵素體的體積分?jǐn)?shù)均高于1號實驗鋼，如圖6(a)所示。Si的添加可以促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變，即增加鐵素體形核的數(shù)目，由于鐵素體形核數(shù)增多，影響了鐵素體形核后的繼續(xù)長大，故當(dāng)冷速低于約15℃/s時，含Si量較高的2號實驗鋼的鐵素體晶粒尺寸小于1號實驗鋼。而當(dāng)冷速高于約15℃/s時，鐵素體形核和長大的時間受到限制，Si含量較高的2號實驗鋼中C向奧氏體區(qū)富集的速度大于1號實驗鋼，致使2號實驗鋼鐵素體形核后有一定的時間長大，所以2號實驗鋼中鐵素體的晶粒尺寸又大于1號實驗鋼，如圖6(b)所示。從圖6(c)中可以看出，Si含量較高的2號實驗鋼中鐵素體的硬度明顯高于1號實驗鋼，主要是因為在鐵素體中，Si是一種固溶強(qiáng)化元素，其可使碳向奧氏體的偏聚得到加速，進(jìn)而更加凈化鐵素體，免除間隙固溶強(qiáng)化并可避免冷卻時粗大碳化物的生成。

三、結(jié)語

Si含量增加0.55wt%，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度從806℃左右提高到826℃左右，鐵素體終止轉(zhuǎn)變溫度也有少許的提高，既擴(kuò)大了鐵素體的轉(zhuǎn)變區(qū)域；同時也促進(jìn)了珠光體轉(zhuǎn)變，抑制貝氏體轉(zhuǎn)變，拓寬了奧氏體亞穩(wěn)區(qū)。由于Si是鐵素體的固溶強(qiáng)化元素，Si含量較高的實驗鋼中鐵素體的硬度明顯高于Si含量較低的實驗鋼。