蘇長珠, 吳 潤, 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和超高強鋼的研發(fā)與應(yīng)用逐漸成為汽車行業(yè)發(fā)展的主流趨勢[1-4]。汽車用鋼主要包括DP鋼和CP鋼,不僅強度高,而且韌性好。后來發(fā)展到以Q&P鋼為主的先進(jìn)高強鋼[5-6]。Q&P工藝剛開始是由Speer提出的,其工藝過程中的組織變化和力學(xué)性能逐步成為行業(yè)的熱點話題[7-8]。后來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,而如果碳含量過高,鋼的焊接性和裂紋敏感性就會變差。本文對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,分析了鐵素體對鋼的作用機理,研究了配分時間對試驗鋼綜合性能的影響。
試驗鋼成分如表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保證了試驗鋼有較高的淬透性。用JMatPro可得試驗鋼的Ac1、Ac3、Ms和Mf點分別為690、816、393和270 ℃,試驗選擇的配分溫度在Ms和Mf點之間,取370 ℃。
表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)
試驗工藝流程如圖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,試驗采用鹽浴模擬超快冷。
圖3 試驗鋼經(jīng)不同時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。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)對組織進(jìn)行定量;TEM(JEM-2100F)試樣經(jīng)手動打磨至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)測量殘留奧氏體含量,并按YB/T 5338—2019《鋼中奧氏體定量測定 X射線衍射法》利用五峰法[14]進(jìn)行定量分析。
圖2 試驗鋼標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣及金相試樣Fig.2 Standard tensile specimen and metallographic specimen of the tested steel
圖3為試驗鋼經(jīng)不同時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。
試驗鋼在超快冷過程中形成了形變亞結(jié)構(gòu),一方面提供了形核點,促進(jìn)了馬氏體相變過程中的形核;另一方面促進(jìn)了碳原子的擴散,使得馬氏體中碳含量降低轉(zhuǎn)變成鐵素體,并且在弛豫過程使得鐵素體形核長大成多邊形鐵素體,在隨后的等溫過程中促進(jìn)了碳原子的擴散,使其體積長大。超快冷到配分溫度后,隨配分時間延長,馬氏體中的碳原子開始向奧氏體內(nèi)不斷擴散,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較少,主要是因為試驗鋼中含有少量的硅,在一定程度上阻礙了馬氏體板條中碳化物的形成。配分時間延長,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,過飽和的碳原子逐漸擴散到板條束的邊緣,形成偏聚[16]。
表2中用Image Pro-Plus(IPP)測定的鐵素體體積分?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%。隨著配分時間的延長,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,在配分時間為10、30、60和180 s時,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 試驗鋼經(jīng)不同時間配分后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the tested steel with different partitioning time
在10~30 s的短時配分過程中,由于起始碳原子的擴散速率低,使其沒有完全擴散,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,碳原子完全擴散,并且有一部分會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是配分時間60 s試驗鋼的TEM照片。圖5(a)是對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,在隨后的拉伸試驗中產(chǎn)生TRIP效應(yīng),提高了材料的塑性[17]。在60 s 的配分時間下,碳原子完全擴散,弛豫生成的鐵素體內(nèi)觀察到較多的位錯胞和亞晶結(jié)構(gòu),如圖5(b)所示。在發(fā)生馬氏體相變時,鐵素體內(nèi)產(chǎn)生位錯運動,并帶動弛豫和超快冷形成的鐵素體內(nèi)的形變亞結(jié)構(gòu),得到位錯胞和亞晶,有效地提高了試驗鋼的強度。
圖5 試驗鋼經(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
表3為試驗鋼的室溫力學(xué)性能,隨著配分時間的增加,馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低使得強度降低[18],配分10~60 s,伸長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,但在隨后的淬火過程中,組織中的馬氏體含量減少,伸長率上升至20.0%。隨配分時間增加,試驗鋼的屈強比為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,n值由0.08增至0.12,一方面是因為組織中的鐵素體增多,產(chǎn)生了大量的可動位錯和形變亞結(jié)構(gòu),提高材料塑性;另一方面,在拉伸過
表3 試驗鋼經(jīng)不同時間配分后的力學(xué)性能
程中的殘留奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng),增強了試驗鋼的變形能力。配分180 s時,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后者降低的塑性,所以n值降低。配分60 s時,碳原子在殘留奧氏體中完全擴散,殘留奧氏體含量為11.6%,伸長率高達(dá)19.0%,試驗鋼有最低的屈強比和最高的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為不同配分時間下試驗鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖6可知,試驗鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線整體較光滑,為連續(xù)屈服。配分時間為60 s和180 s的曲線存在較長的一段平緩區(qū),說明材料發(fā)生了均勻變形。一方面是在該配分時間下生成的馬氏體,其體積不斷長大、擠壓,使得多邊形鐵素體和殘留奧氏體復(fù)相組織產(chǎn)生了大量的可動位錯,而超快冷過程中的形變亞結(jié)構(gòu)有利于可動位錯的生成,所以材料在發(fā)生屈服變形時應(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 試驗鋼經(jīng)不同時間配分后的室溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Room temperature stress-strain curves of the tested steel with different partitioning time
1) 通過弛豫-淬火配分工藝得到了具有高強度和良好塑性的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) 隨著配分時間的延長,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)生了大量的可動位錯和形變亞結(jié)構(gòu),殘留奧氏體含量先增加后降低;試驗鋼強度下降,伸長率由11.5%升至20.0%,屈強比為0.62~0.79,n值由0.08升至0.12,后下降至0.09。鐵素體產(chǎn)生的可動位錯和形變亞結(jié)構(gòu),較多殘留奧氏體的TRIP效應(yīng),都能提高n值。
3) 配分時間為60 s的試驗鋼,抗拉強度為1090 MPa,伸長率高達(dá)19.0%,屈強比最低,為0.62,n值最高,為0.12,力學(xué)性能最佳。