莫金強(qiáng) 羅 剛

(太原鋼鐵(集團(tuán))有限公司先進(jìn)不銹鋼材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，山西 太原 030003)

隨著我國汽車工業(yè)的高速發(fā)展，對鋼鐵材料，特別是高強(qiáng)度鍍鋅板的需求與日俱增。與此同時(shí)也帶來了一系列資源和環(huán)境問題，例如鋅資源過度消耗、鍍鋅廢鋼不便回收利用和鍍鋅工藝易污染環(huán)境等[1- 3]。由于不銹鋼具有良好的綜合力學(xué)性能和耐蝕性能，世界發(fā)達(dá)國家和地區(qū)已開始使用不銹鋼制作汽車結(jié)構(gòu)件[4- 7]，其中以304(0Cr18Ni8)等奧氏體不銹鋼為主。然而奧氏體不銹鋼含有大量的貴重元素Ni，價(jià)格是鍍鋅碳鋼板的2～3倍，使其無法大量推廣使用。相比之下，410S(0Cr13)等低鉻鐵素體不銹鋼合金化程度低，不含Ni或含少量Ni，屬于經(jīng)濟(jì)實(shí)用型不銹鋼，目前基本與汽車鍍鋅DP590、DP780鋼板等價(jià)格持平。而且這類不銹鋼在大氣等弱腐蝕環(huán)境下具有良好的耐蝕性能，中間過程免維護(hù)，使用壽命長，同時(shí)廢鋼100%可回收，有著極高的性價(jià)比，所以是替代碳鋼的理想材料。但按照現(xiàn)有的生產(chǎn)方法，這類不銹鋼存在強(qiáng)度偏低的缺點(diǎn)，力學(xué)性能與Q235、Q345鋼相當(dāng)，必須對其進(jìn)行強(qiáng)化。

本文采用淬火- 配分(quenching and partitioning, Q & P)退火工藝[8- 9]對鐵素體不銹鋼(410S)進(jìn)行強(qiáng)化處理，使其獲得強(qiáng)度和塑性良好的匹配，并研究了配分時(shí)間對試驗(yàn)鋼組織和性能的影響，以期為Q & P技術(shù)的工業(yè)化應(yīng)用提供支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為太鋼生產(chǎn)的410S低鉻鐵素體不銹鋼冷軋退火板，厚度為1.5 mm，其化學(xué)成分見表1。Q & P處理步驟為：首先將試驗(yàn)鋼加熱至1 000 ℃保溫2 min奧氏體化，然后置于250 ℃的鹽浴中淬火10～20 s，接著快速置于500 ℃的鹽浴保溫0.5～5 min進(jìn)行配分處理，最后水淬至室溫。

熱處理后的試料經(jīng)過研磨、拋光和15%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)三氯化鐵水溶液侵蝕后，利用Nova NanoSEM430型掃描電鏡觀察分析顯微組織。利用X’Pert Pro MPD X射線衍射分析儀進(jìn)行物相分析，然后用MDI Jade 5.0分析軟件計(jì)算殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。在Zwick/Roell Z100型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/s，拉伸試樣參照GB/T 228.1—2010沿鋼板橫向取材，試樣標(biāo)距為50 mm。由于不銹鋼在大氣環(huán)境中的腐蝕形式主要是點(diǎn)蝕，因此試驗(yàn)通過測量試驗(yàn)鋼的點(diǎn)蝕電位來表征其耐蝕性能。測試工作在CS350H電化學(xué)工作站中完成，測試溶液為3.5%NaCl溶液，試驗(yàn)前預(yù)通半小時(shí)氮?dú)庖耘懦鋈芤褐醒酰鹗紥呙桦娢粸? 100 mV(vs. OCP)，以20 mV/min的掃描速率進(jìn)行陽極極化，試驗(yàn)環(huán)境為35 ℃水浴，通過切線法求得點(diǎn)蝕電位。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the investigated steel (mass fraction) %

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖1為試驗(yàn)鋼在淬火- 配分處理前、后的典型顯微組織。由圖可見，退火態(tài)的顯微組織主要為鐵素體，晶界和晶內(nèi)分布有數(shù)量較多的細(xì)小碳氮化物。經(jīng)淬火- 配分處理后，組織發(fā)生了顯著變化，碳氮化物完全消失，鐵素體晶界出現(xiàn)了大量的“馬氏體島”。這些“馬氏體島”向鐵素體晶內(nèi)發(fā)展，使許多鐵素體晶界呈現(xiàn)向內(nèi)凹陷的特征，甚至各個(gè)鐵素體晶粒幾乎被“吞噬殆盡”，說明在Q & P處理過程中，發(fā)生了顯著的馬氏體相變。

圖1 試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the investigated steel

對經(jīng)Q & P處理的試驗(yàn)鋼中的馬氏體進(jìn)行高倍觀察，如圖2所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，在30 s較短的配分時(shí)間內(nèi)，馬氏體基體幾乎沒有明顯的碳氮化物析出；當(dāng)配分時(shí)間延長至1 min后，馬氏體基體中出現(xiàn)了一定數(shù)量的碳氮化物；當(dāng)配分時(shí)間進(jìn)一步延長至5 min后，碳氮化物明顯增多。

配分過程是使先形成的馬氏體過飽和碳氮，在熱作用下擴(kuò)散至周圍未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，提高其穩(wěn)定性，使未轉(zhuǎn)變奧氏體能夠保留至室溫成為殘留奧氏體。殘留奧氏體在變形的過程中發(fā)生TRIP效應(yīng)從而改善材料的塑性。

上述結(jié)果說明，在配分過程中，馬氏體過飽和碳氮并不能在短時(shí)間內(nèi)全部配分至周圍未轉(zhuǎn)變奧氏體中，而是隨著配分時(shí)間的延長，有相當(dāng)數(shù)量的碳氮轉(zhuǎn)變?yōu)榛衔?，從而對試?yàn)鋼中的殘留奧氏體量和性能產(chǎn)生影響。

圖2 不同配分時(shí)間的試驗(yàn)鋼馬氏體中碳氮化物析出形貌Fig.2 Morphologies of precipitated carbonitrides in martensite of the test steel partitioned for different times

2.2 殘留奧氏體

圖3給出了不同配分時(shí)間對應(yīng)試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。由圖可見，隨著配分時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼中的殘留奧氏體含量呈增加趨勢。當(dāng)配分時(shí)間只有30 s時(shí)，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)較低，約為5%；當(dāng)配分時(shí)間延長至1 min后，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)約增加了50%，約為7.5%；進(jìn)一步延長配分時(shí)間至5 min后，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為8.1%。

圖3 不同配分時(shí)間對應(yīng)試驗(yàn)鋼中的殘留奧氏體含量Fig.3 Retained austenite content in the test steel partitioned for different times

上述結(jié)果表明，試驗(yàn)鋼的碳氮配分比較迅速。從工業(yè)生產(chǎn)的角度考慮，在500 ℃只需將鋼保溫1 min左右即可獲得較好的配分效果，過度延長配分時(shí)間只會(huì)降低生產(chǎn)效率(爐長一定時(shí))或增加設(shè)備投資(增加爐長)。

2.3 力學(xué)性能

圖4給出了不同配分時(shí)間對應(yīng)的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能。可知通過Q & P處理，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度顯著升高至800 MPa以上(常規(guī)退火態(tài)的抗拉強(qiáng)度一般不超過500 MPa)。在0.5～5 min配分時(shí)間內(nèi)，整體而言，隨著配分時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度降低、斷后伸長率升高。但相比較而言，0.5 min配分時(shí)間的試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度明顯高于1和5 min配分時(shí)間的，斷后伸長率也明顯低于后兩者。而當(dāng)配分時(shí)間延長至1 min之后，試驗(yàn)鋼性能變化的幅度減小。

圖4 不同配分時(shí)間對應(yīng)的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of the test steel partitioned for different times

對于馬氏體相變材料而言，強(qiáng)度升高的本質(zhì)主要源于位錯(cuò)密度增加。在配分過程中，隨著配分時(shí)間的延長，位錯(cuò)密度在熱作用下降低，同時(shí)殘留奧氏體含量增加，所以整體表現(xiàn)為強(qiáng)度降低、斷后伸長率升高[10- 11]。由于0.5 min的配分時(shí)間過短，熱作用較弱，位錯(cuò)密度降低不明顯，同時(shí)殘留奧氏體含量少，所以強(qiáng)度較高，斷后伸長率相對較低。當(dāng)配分時(shí)間延長至1和5 min之后，熱作用使得位錯(cuò)密度以及殘留奧氏體含量趨于穩(wěn)定，所以試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度降低，斷后伸長率增加，但變化幅度不大。

2.4 耐蝕性能

在0.5～5 min的配分時(shí)間內(nèi)，隨著配分時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的耐蝕性能先升高后又降低。具體表現(xiàn)為配分時(shí)間為0.5 min時(shí)，材料點(diǎn)蝕電位約為0.2 V；當(dāng)配分時(shí)間延長至1 min后，點(diǎn)蝕電位略升高為0.21 V；繼續(xù)延長配分時(shí)間至5 min后，點(diǎn)蝕電位又降低至0.16 V，如圖5所示。這是因?yàn)樵谂浞謺r(shí)間為0.5～1 min時(shí)，隨著配分時(shí)間的延長，馬氏體中過飽和碳氮元素向未轉(zhuǎn)變奧氏體中擴(kuò)散，使其固溶于奧氏體中，避免鉻化物產(chǎn)生，從而提高耐蝕性能；但當(dāng)配分時(shí)間過度延長后，雖然一方面能通過提高殘留奧氏體含量，固溶更多量的碳提高耐蝕性能，但另一方面，配分時(shí)間的過度延長也會(huì)使馬氏體中的碳氮脫溶，形成鉻的化合物(見圖2)，降低基體有效鉻含量，使其點(diǎn)蝕電位降低，耐蝕性能變差。

圖5 不同配分時(shí)間對應(yīng)的試驗(yàn)鋼極化曲線Fig.5 Polarization curves of the test steel partitioned for different times

綜上所述，從材料力學(xué)、耐蝕性能以及工業(yè)生產(chǎn)效率的角度綜合考慮，對于1.5 mm厚試驗(yàn)鋼板，在500 ℃只需保溫1 min(或略長于1 min)即可獲得較好的配分效果。

3 結(jié)論

(1)低鉻鐵素體不銹鋼在進(jìn)行淬火- 配分處理時(shí)，馬氏體過飽和碳氮不能在短時(shí)間內(nèi)全部配分至周圍未轉(zhuǎn)變奧氏體中。隨著配分時(shí)間的延長，有相當(dāng)數(shù)量的碳氮會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)榛衔铮瑥亩鴮υ囼?yàn)鋼的性能產(chǎn)生影響。

(2)隨著配分時(shí)間的延長，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度降低，殘留奧氏體含量和塑性增加，耐蝕性呈下降趨勢。

(3)試驗(yàn)鋼的碳氮配分速率很快。從材料力學(xué)、耐蝕性能以及工業(yè)生產(chǎn)效率的角度綜合考慮，對于1.5 mm厚鋼板，在500 ℃只需保溫1 min(或略長于1 min)即可獲得較好的配分效果。