賈 松,劉雅政,周樂育,方 圓

(北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,北京,100083)

隨著節(jié)能、環(huán)保和安全要求的日趨嚴(yán)格,汽車輕量化研究進(jìn)展迅速。近年來,我國汽車工業(yè)的高速發(fā)展推動了高強(qiáng)度汽車用雙相鋼的研究與開發(fā)[1-2]。結(jié)合我國的軋鋼和冷卻設(shè)備,經(jīng)濟(jì)型低溫卷取熱軋雙相鋼得以批量生產(chǎn)并在汽車工業(yè)中廣泛應(yīng)用。而工業(yè)化生產(chǎn)中卷取溫度的確定是影響低溫卷取型熱軋雙相鋼組織性能穩(wěn)定性的關(guān)鍵。卷取溫度過高會使雙相鋼喪失其優(yōu)良的力學(xué)特性,而溫度過低又會帶來產(chǎn)品板形和卷取機(jī)負(fù)荷大、壽命降低等問題。

本文以DP600熱軋雙相鋼為研究對象,分析了回火溫度和保溫時間兩個工藝參數(shù)對雙相鋼組織與性能的影響。

1 實驗材料與方法

實驗材料為某鋼廠生產(chǎn)的低溫卷取型DP600熱軋雙相鋼,其主要化學(xué)成分如表1所示。

鋼卷卷取后是一個溫度與時間綜合作用的緩慢冷卻過程,為了綜合考慮回火溫度與保溫時間的影響,實驗設(shè)計了4組不同的回火工藝參數(shù):200℃、30min(工藝1),250℃、30min(工藝2)230℃、60 min(工藝3)和300℃、60 min(工藝4)。切取30 mm×200 mm的鋼板,在箱式電阻爐中進(jìn)行回火實驗?；鼗鸷笕〕鲣摪?分別切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和金相試樣。

表1 實驗用鋼的主要化學(xué)成分(w B/%)Table 1 Chem ical compositions of experimental steel

拉伸實驗在CM T4105拉伸機(jī)上進(jìn)行。金相試樣用4%硝酸酒精侵蝕后在LeicaDMR光學(xué)顯微鏡下觀察其金相組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 回火工藝對材料組織的影響

不同回火工藝處理前后實驗鋼的金相組織如圖1所示。從圖1中金相組織分析結(jié)果可知,實驗鋼回火前的組織為細(xì)小的鐵素體基體上分布著體積分?jǐn)?shù)為20%的馬氏體,回火后熱軋雙相鋼基本保持原有的兩相狀態(tài),但馬氏體顏色有不同程度的暗化,且部分馬氏體島中部出現(xiàn)白亮區(qū)域,與邊部組織有明顯的顏色區(qū)別。這種現(xiàn)象在大塊馬氏體和高溫回火組織中較明顯,特別是工藝4回火后試樣的組織中,大塊馬氏體中部分解嚴(yán)重,顆粒狀物增加,馬氏體顏色變暗,表明隨著溫度由200℃上升到300℃,馬氏體的分解量逐漸增加,由芯部少量分解到幾乎全部分解。這與馮鋒[3]等觀察的結(jié)果一致。此外,隨著保溫時間由30 m in延長到60 min,馬氏體的分解量也呈增加趨勢。

熱軋雙相鋼的生產(chǎn)過程中要經(jīng)歷終軋后快冷和鐵素體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間緩冷過程,鐵素體相變造成原本均勻分布的C和其他一些合金元素隨著鐵素體相界的推進(jìn)而不斷地向越來越少的殘余奧氏體中富集,這些殘余奧氏體在室溫下將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖1 不同回火工藝處理前后雙相鋼的金相組織Fig.1 M icrostructure of dual phase steel before and after tem pering treatment

熱軋雙相鋼的鐵素體轉(zhuǎn)變時間往往較短,只有10 s左右,而這10 s又是鐵素體不斷轉(zhuǎn)變的過程(即不斷發(fā)生C與合金元素的富集過程)。盡管殘余奧氏體內(nèi)也不斷地進(jìn)行擴(kuò)散以達(dá)到成分的均勻化,但擴(kuò)散的溯及力有限。對于尺寸較小的島狀殘余奧氏體,其成分易于均勻化,但當(dāng)殘余奧氏體呈大塊狀時,擴(kuò)散的有效距離難以達(dá)到其芯部,造成了奧氏體邊部與芯部明顯的成分梯度。可以設(shè)想,若將殘余奧氏體看作有限個成分均勻的殘余奧氏體單元的組合體,每個單元的成分一致,但每個單元間成分不盡相同。

在隨后的冷卻過程中,淬透性高的亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,淬透性低的亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w或其他組織。即便亞穩(wěn)奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,由于其成分的不一致,馬氏體微觀結(jié)構(gòu)也不同,C含量高的亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶馬氏體,C含量低的亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體,它們的穩(wěn)定性也不同,因此大塊馬氏體往往芯部合金元素較少且穩(wěn)定性較差?；鼗饡r,碳原子有了足夠的擴(kuò)散能力,可以進(jìn)行短程和較長距離的遷移。馬氏體芯部碳原子偏聚,偏聚后的“貧碳區(qū)”形成類似鐵素體組織。馬氏體邊部為合金元素富集區(qū),回火過程中形成的碳原子偏聚區(qū)密度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于馬氏體芯部,碳原子偏聚的進(jìn)一步產(chǎn)物為過渡碳化物——ε碳化物。ε碳化物的產(chǎn)生使馬氏體內(nèi)部增加了大量的相界面,宏觀上表現(xiàn)為馬氏體顏色的暗化。故馬氏體邊部不僅不會出現(xiàn)類似鐵素體組織,反而顏色發(fā)暗。

愈德剛[4]關(guān)于鐵基馬氏體回火轉(zhuǎn)變的理論認(rèn)為,250℃以下碳原子的擴(kuò)散將囿于馬氏體點陣范疇內(nèi),調(diào)整馬氏體點陣內(nèi)部的碳分布,碳原子在晶體點陣內(nèi)實現(xiàn)擴(kuò)散的外在條件為時間和溫度。工藝3回火后試樣的回火程度較高,說明在230～250℃溫度范圍內(nèi),碳原子在馬氏體內(nèi)實現(xiàn)擴(kuò)散的重要條件為時間。這是因為在230～250℃范圍內(nèi)回火時,馬氏體的回火產(chǎn)物是相同的,延長時間比提高溫度更有利于加速碳原子的擴(kuò)散和促進(jìn)馬氏體分解,所以宏觀表現(xiàn)為隨保溫時間的延長,馬氏體分解量增加。

2.2 回火工藝對材料力學(xué)性能的影響

表2所示為回火前后實驗鋼的力學(xué)性能。由表2中可見,與工藝2和工藝1相比,工藝3和工藝4回火后試樣屈服強(qiáng)度的上升和抗拉強(qiáng)度的下降都更明顯,屈強(qiáng)比分別增大到0.74和0.76。

表2 回火前后實驗鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of tested steels under different tempering parameters

比較回火前后實驗鋼的抗拉強(qiáng)度可以發(fā)現(xiàn),回火時間為60 min,即采用工藝3和工藝4處理后雙相鋼的抗拉強(qiáng)度下降較為明顯。結(jié)合圖1可以看出,60 min回火后試樣的馬氏體分解嚴(yán)重,馬氏體作為雙相鋼中強(qiáng)化相的作用降低,導(dǎo)致雙相鋼抗拉強(qiáng)度降低。

圖2為不同回火工藝處理后熱軋雙相鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線。從圖2中可以看出,未回火處理的熱軋雙相鋼表現(xiàn)為連續(xù)屈服行為;工藝1處理后試樣基本保持連續(xù)屈服現(xiàn)象;工藝2處理后試樣出現(xiàn)屈服平臺與下屈服點;工藝3和工藝4處理后試樣出現(xiàn)明顯的屈服平臺和上下屈服點,與一般HSLA鋼拉伸曲線無異。

研究[5]表明,出現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象所需的可動位錯密度要達(dá)到106～108/cm2。馬氏體相變在鐵素體中激活的大量可動位錯是雙相鋼具有連續(xù)屈服行為的直接原因。200～300℃回火處理后,雙相鋼逐漸出現(xiàn)屈服現(xiàn)象,表明鐵素體基體可動位錯密度減少。

可動位錯密度的減少來自兩個方面,一為總位錯密度的降低,從而造成可動位錯的減少;二為可動位錯被釘扎,大量可動位錯向非可動位錯轉(zhuǎn)換,這種情況下總的位錯密度降低不明顯。熱軋雙相鋼在300℃以下回火時,由于溫度較低,位錯的運(yùn)動能力差,但由于初始的位錯密度過高,還是會發(fā)生引起位錯密度減少程度非常有限的位錯間相互對消和重新排列,可動位錯密度的大幅度減少還是來自于間隙溶質(zhì)原子的釘扎[6-7]。

圖2 不同回火工藝處理后雙相鋼的拉伸曲線Fig.2 Stress-strain curves of DP steel under different tempering parameters

上、下屈服點現(xiàn)象表明滑移開動力大而滑移進(jìn)行的抗力較小。上、下屈服點的出現(xiàn)是間隙固溶原子聚集于位錯形成柯氏氣團(tuán)釘扎位錯引起的。位錯運(yùn)動要擺脫氣團(tuán)需要額外的功,當(dāng)位錯開動擺脫掉氣團(tuán)后便需在正常應(yīng)力下運(yùn)動,這是下屈服點出現(xiàn)的原因。

熱軋雙相鋼中的鐵素體是在鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)間空冷得到的。該鐵素體中w(C)約為0.02%,即740℃下鐵素體相變時平衡態(tài)αFe中C的固溶度為0.02%,而室溫下鐵素體中C的固溶度僅為0.008%,即室溫下熱軋雙相鋼中的鐵素體為過飽和固溶體,過飽和C原子有擴(kuò)散至位錯形成柯氏氣團(tuán)的趨勢。在回火過程中,溫度升高使擴(kuò)散變得容易且釘扎位錯效果更加明顯,固溶在鐵素體中的碳原子越過勢壘富集于位錯附近釘扎位錯,阻礙其運(yùn)動,起到強(qiáng)化作用[7]。隨著溫度的升高和時間的延長,間隙固溶原子對位錯的釘扎越來越明顯,使雙相鋼連續(xù)屈服現(xiàn)象逐漸消失。αFe中Si、M n元素為代位固溶體,有一定的固溶強(qiáng)化作用,但其在鐵素體中幾乎是均勻分布的,所以位錯運(yùn)動仍存在。Cr為強(qiáng)碳化物形成元素,快冷過程中過飽和碳會以細(xì)小碳化物質(zhì)點的形式沉淀,在回火過程中過飽和C通過重新分布與偏聚,也易于在位錯附近析出細(xì)小的碳化物,所有這些碳化物都會造成雙相鋼屈服強(qiáng)度上升[8]。

連續(xù)屈服是雙相鋼的典型特征,從圖2分析可以初步認(rèn)定200℃為雙相鋼回火性能惡化的臨界溫度。200℃以上回火后鐵素體中間隙原子被激活,可以進(jìn)行短程或較長距離的遷移。隨著溫度的升高和時間的延長,間隙原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng),對可動位錯的釘扎作用也越大,屈服效應(yīng)也越明顯。

3 結(jié)論

(1)200～300℃范圍內(nèi)回火后,實驗鋼中馬氏體的分解由芯部向邊部擴(kuò)展,芯部出現(xiàn)白亮鐵素體區(qū),馬氏體邊部分解導(dǎo)致高密度碳化物新相的析出,馬氏體顏色變暗。

(2)空冷后快冷過程中鐵素體中固溶的碳原子在回火時擴(kuò)散釘扎可動位錯是回火實驗雙相鋼出現(xiàn)不連續(xù)屈服的原因。

(3)200℃為C-Si-M n-Cr-PDP600熱軋雙相鋼性能惡化的臨界回火溫度。

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