劉 麟, 徐海衛(wèi), 李紅斌, 韓 赟, 田亞強, 鄭小平, 陳連生
(1. 華北理工大學 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點實驗室, 河北 唐山 063210;2. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責任公司 技術(shù)中心, 河北 唐山 063200)
“碳達峰、碳中和”[1]的提出,對汽車減少尾氣排放提出了新的要求。而汽車輕量化是降低尾氣排放的重要舉措。雖然目前汽車制造過程中已經(jīng)大量使用了塑料、鋁合金等低密度材料來降低車身自重,然而鋼鐵結(jié)構(gòu)材料依然是汽車的主要承重部件。因此,提升汽車用鋼的強度與塑性對實現(xiàn)汽車輕量化具有重要意義。
近十年來,汽車用鋼研究已經(jīng)發(fā)展到第三代—低碳合金高強鋼,其合金化程度及綜合力學性能等指標均優(yōu)于第一、二代汽車用鋼,Q&P鋼作為第三代高強鋼的典型代表被廣泛應(yīng)用于汽車領(lǐng)域。
近年來,不斷有研究表明[2-3]在Q&P熱處理工藝中存在的合金元素配分行為,其對殘留奧氏體的含量及穩(wěn)定性起著很大的作用。在Q&P工藝的基礎(chǔ)上,研究人員[4-5]提出了I&Q&P工藝,首先在兩相區(qū)進行保溫使元素向奧氏體中富集,隨后再進行Q&P處理,從而獲得更多穩(wěn)定的殘留奧氏體,而兩相區(qū)加熱溫度會影響奧氏體含量、合金元素的溶解度以及擴散速率等,對Q&P鋼的力學性能產(chǎn)生較大影響[6-7]。因此,研究人員對Q&P鋼制備過程中的兩相區(qū)溫度、配分溫度、保溫時間以及配分時間等各種影響因素做了大量的研究工作[8-11]。眾所周知,在兩相區(qū)保溫過程中,隨著保溫的進行,材料的合金元素會向奧氏體擴散,其合金成分會逐步發(fā)生改變,進而影響奧氏體比例及其內(nèi)部的合金元素含量。因此,保溫時間也會對最終的奧氏體含量產(chǎn)生影響。這就表明在相同的兩相區(qū)加熱溫度,不同的保溫時間,也會使材料的強塑積不同。然而在生產(chǎn)過程中,連續(xù)退火爐的長度是一定的,帶鋼速率也基本恒定,也就是說時間基本恒定。因此,現(xiàn)場更需要以連續(xù)退火工序為工藝背景的Q&P鋼的相關(guān)研究成果。
本文以C-Si-Mn系低碳鋼為研究對象,基于連續(xù)退火工藝(兩相區(qū)均熱保溫+緩冷+快冷至Ms與Mf點之間進行配分),研究不同兩相區(qū)均熱溫度對連續(xù)退火過程中Q&P鋼組織演變及力學性能的影響,為工業(yè)生產(chǎn)Q&P980高強鋼提供理論支持和技術(shù)指導。
試驗用Q&P鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)為0.2C、2.0Mn、1.55Si、0.009S、0.010P、0.017Al,余量Fe。通過計算,其Ac1=745 ℃,Ac3=900 ℃,Ms=380 ℃,Mf=170 ℃。試驗鋼在50 kg真空中頻感應(yīng)熔煉爐中熔化后澆鑄,鑄坯隨爐加熱至1200 ℃保溫1 h,隨后空冷至1100 ℃,開始鍛造,終鍛溫度為920 ℃,空冷至室溫。鍛造工件的最終截面尺寸為50 mm×50 mm。在鍛造工件上切取軋制坯料,坯料尺寸為50 mm×50 mm×60 mm,將試樣置于KF1200箱式電阻加熱爐中加熱至1200 ℃保溫1 h。采用350 mm二輥熱軋機經(jīng)8道次熱軋至3.0 mm,開軋溫度為1250 ℃,終軋溫度為810 ℃,空冷至室溫。隨后冷軋至1.5 mm厚,累積壓下率為50%。試驗用冷軋鋼板的熱處理工藝如圖1所示。在馬弗爐中隨爐加熱,并于760、790、820、850 ℃均熱300 s,然后打開爐門,以小于10 ℃/s的緩冷速度,自然緩冷50~70 ℃,隨后立即投入310 ℃的鹽浴爐中保溫500 s,以模擬工業(yè)連續(xù)退火工藝過程中的時效處理。
圖1 連續(xù)退火工藝路線圖
利用數(shù)控電火花線切割試驗機,沿著試驗鋼軋制方向切取退火后的金相試樣,經(jīng)研磨以及機械拋光后,使用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕6 s,采用JEM-2800F場發(fā)射掃描電鏡觀察組織。在退火板材上切取XRD試樣,經(jīng)機械打磨拋光后,采用高氯酸酒精電解液進行電解拋光,利用X射線衍射儀進行物相分析,根據(jù)YB/T 5338—2019《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》的相關(guān)規(guī)定,計算殘留奧氏體體積分數(shù)及其中的碳含量。通過UTM3000萬能電子拉伸試驗機表征各試樣的綜合力學性能,拉伸試樣平行端長度為34 mm,標距為25 mm,拉伸速度為1 mm/min。
圖2為試驗鋼經(jīng)兩相區(qū)不同均熱溫度處理后室溫組織的SEM像。由圖2可知,試驗鋼經(jīng)過連續(xù)退火工藝處理后組織主要由鐵素體(F)和馬氏體(M)組成,同時存在少量的殘留奧氏體(RA)。其中黑色基體為鐵素體,馬氏體呈灰色島狀和板條狀,殘留奧氏體呈亮白色島狀和片層狀[12]。在760 ℃均熱時,馬氏體主要為島狀以及少量比較短小的板條狀,并伴隨有馬奧島的出現(xiàn)(M/A)。當均熱溫度逐漸升高時,島狀馬氏體逐漸變?yōu)榧氶L的板條狀馬氏體,而殘留奧氏體也由馬奧島變?yōu)槠瑢訝?。這是由于均熱溫度的升高,增加了元素的擴散驅(qū)動力,使得元素在奧氏體中富集,導致在室溫下保留了較多的穩(wěn)定殘留奧氏體[13]。當均熱溫度達到850 ℃時,馬氏體形狀主要為板條狀。隨著均熱溫度的升高,逆相變奧氏體的含量增加,而逆相變奧氏體的含量會影響到淬火后馬氏體的形態(tài)。經(jīng)Image-Pro軟件計算,在850 ℃均熱時,得到板條馬氏體體積分數(shù)約為58.8%。
圖2 不同均熱溫度處理后試驗鋼的SEM形貌
圖3為不同兩相區(qū)均熱溫度下試驗鋼殘留奧氏體的XRD圖譜。由圖3可知,在均熱溫度為760~850 ℃的溫度范圍內(nèi)均出現(xiàn)了5個衍射峰,分別為(220)γ、(200)γ、(311)γ、(200)α和(211)α,通過5峰法計算殘留奧氏體含量及其中的含碳量。在760~820 ℃保溫時,殘留奧氏體分別為6.9%、7.2%和7.0%,在850 ℃保溫時殘奧大量減少,為5.6%,而殘留奧氏體中的含碳量與殘留奧氏體含量的變化趨勢大體相同,隨著均熱溫度的升高,均呈現(xiàn)出先增加后減少的趨勢,如圖4所示。這是由于溫度的升高增加了元素擴散的驅(qū)動力,使得碳元素在奧氏體中偏析,隨著均熱溫度再次升高,奧氏體中元素逐漸均勻化,導致室溫下無法保留更多殘留奧氏體。在790 ℃左右均熱時殘留奧氏體具有較高的穩(wěn)定性,此時殘留奧氏體中的含碳量為1.36%。
圖3 不同均熱溫度下試驗鋼的XRD圖譜
圖4 試驗鋼中殘留奧氏體量和含碳量與均熱溫度的關(guān)系
經(jīng)連續(xù)退火工藝處理后試驗鋼的力學性能如圖5及表1所示。隨著均熱溫度的升高,試驗鋼抗拉強度逐漸增大,而伸長率呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢,在790 ℃均熱時,抗拉強度1052 MPa,伸長率22.9%,強塑積24 090.8 MPa·%。這表明當試驗鋼組織為塊狀馬氏體時,其抗拉強度要低于塊狀馬氏體和板條馬氏體的混合組織,而當馬氏體全部為板條狀時,試驗鋼的抗拉強度會進一步提高,并且殘留奧氏體的形態(tài)也影響著試驗鋼的塑性,殘留奧氏體在塊狀馬氏體邊界處形成馬奧島組織,此時,試驗鋼的塑性因TRIP效應(yīng)的發(fā)生會有所提高,而殘留奧氏體為片層狀時,其TRIP效應(yīng)要高于馬奧島組織,這也是在790 ℃保溫時,其綜合力學性能最佳的原因。
圖5 不同均熱溫度下試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線
表1 不同均熱溫度處理后試驗鋼的力學性能
圖6為試驗鋼力學性能與均熱溫度的關(guān)系,試驗鋼的伸長率與強塑積均為先上升后下降的趨勢,而抗拉強度隨著溫度的升高而升高,在配分溫度為310 ℃時,均熱溫度在765.24~812.56 ℃范圍內(nèi),試驗鋼的力學性能可以滿足Q&P980高強鋼的性能要求,這為工業(yè)生產(chǎn)奠定了較好的理論基礎(chǔ)。
圖6 試驗鋼力學性能與均熱溫度的關(guān)系
從圖7可以看出,試驗鋼的加工硬化率曲線呈現(xiàn)明顯的3個階段。在第一階段時,隨著變形程度的增加,試驗鋼的加工硬化率均快速下降,而這個階段的變形量非常小,此時因為試驗鋼剛受到外力作用開始發(fā)生塑性變形,滑移系之間的相互作用非常小,導致了加工硬化率快速降低。在第二階段,隨著變形程度的增加,位錯密度增加,阻礙位錯滑移,鋼的加工硬化率沒有明顯變化,曲線呈現(xiàn)出一個平臺[14],而圖7中可以明顯看到850 ℃的曲線要比其他溫度曲線陡,因其馬氏體較多,塑性與其他溫度相比要差,導致加工硬化率曲線平臺很短,很快發(fā)生頸縮然后斷裂。而第三階段試樣開始發(fā)生頸縮現(xiàn)象,此時沒有加工硬化的行為,加工硬化率開始出現(xiàn)負數(shù)。
圖7 不同均熱溫度下試驗鋼的加工硬化率曲線
圖8為經(jīng)不同兩相區(qū)均熱溫度處理后試驗鋼的拉伸斷口形貌,在760 ℃均熱時,斷口組織為典型的韌性斷裂,從圖8(a)可以明顯看到分為上下兩部分,上半部分為萘狀解理臺階,下半部分則有少量的等軸狀韌窩,為韌性斷裂。隨著均熱溫度的升高,試驗鋼的韌窩逐漸增多,在790 ℃和820 ℃均熱時試驗鋼拉伸斷口均有大量的等軸狀小韌窩,且解理臺階的周圍也存在著大量的韌窩,當均熱溫度到達820 ℃,拉伸斷口開始出現(xiàn)撕裂韌窩,隨著均熱溫度的進一步升高,撕裂韌窩的尺寸也開始增大,細小等軸狀韌窩數(shù)量減少,而撕裂韌窩會影響試驗鋼的塑性,這也說明在850 ℃均熱時,試驗鋼塑性比較低的原因。
圖8 不同均熱溫度下試驗鋼的拉伸斷口形貌
1) 試驗鋼在兩相區(qū)進行連續(xù)退火處理,隨著均熱溫度的升高,馬氏體體積分數(shù)逐漸增多,馬氏體形態(tài)由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀,且板條長度增加,殘留奧氏體的形態(tài)也由馬奧島轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝睢?/p>
2) 經(jīng)不同均熱溫度處理后,隨著均熱溫度的升高,試驗鋼的抗拉強度呈現(xiàn)出逐漸上升的趨勢,而伸長率呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢,這與殘留奧氏體以及殘留奧氏體中含碳量的變化趨勢大體一致,表明殘留奧氏體是影響試驗鋼塑性的主要因素。試驗鋼最佳的均熱溫度范圍為765.24~812.56 ℃,在790 ℃均熱時試驗鋼抗拉強度達到1052 MPa,伸長率22.9%,強塑積24 090.8 MPa·%,符合QP980高強鋼工業(yè)生產(chǎn)要求的力學性能。
3) 試驗鋼拉伸試驗主要表現(xiàn)為韌性斷裂,隨著均熱溫度的升高,斷口處的韌窩數(shù)量逐漸增多,均熱溫度在790 ℃和820 ℃時,斷口處均有大量的等軸狀小韌窩,在820 ℃均熱時,斷口開始出現(xiàn)撕裂韌窩,隨著均熱溫度的再次升高,撕裂韌窩尺寸增大,等軸小韌窩數(shù)量減少。