張 鈺,王靈禺,楊 凱,盧 琦,,徐 偉

(1. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 遼寧 沈陽(yáng) 110819;2. 上海理想汽車科技有限公司, 上海 201805)

汽車制造業(yè)的迅猛發(fā)展帶來(lái)了資金與能源上的巨大消耗,并造成了溫室氣體污染等問(wèn)題[1]。因此,為了應(yīng)對(duì)環(huán)境惡化帶來(lái)的全球氣候問(wèn)題,我國(guó)制定了更高的“雙碳”目標(biāo),即“碳達(dá)峰”和“碳中和”[2-3]。而為了實(shí)現(xiàn)“雙碳”目標(biāo),汽車生產(chǎn)的碳排放量是其中不可忽略的一個(gè)指標(biāo)。從材料設(shè)計(jì)與汽車制造角度來(lái)看,在保證車身的強(qiáng)度與安全性的前提下,實(shí)現(xiàn)汽車的輕量化是滿足交通領(lǐng)域綠色發(fā)展要求的重要途徑[1]。有研究表明,車身整體質(zhì)量每降低10%,可以提高7%左右的燃油效率,CO2等有害污染物的排放量就會(huì)隨之減少至少4%[4]。到目前為止,國(guó)內(nèi)外研究者已經(jīng)陸續(xù)研發(fā)出了多種性能優(yōu)越的高強(qiáng)鋼,比如雙相(DP)鋼、相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)鋼、淬火-配分(Q&P)鋼,以及更高強(qiáng)度級(jí)別的熱成形鋼等,常見(jiàn)汽車鋼的塑性-強(qiáng)度如圖1所示[5]。而隨著高強(qiáng)鋼在汽車結(jié)構(gòu)件上提供更多的選擇以及使用量的提高,合金體系多樣化也帶來(lái)了一些問(wèn)題。因此Lu等[6]提出了單成分鋼種實(shí)現(xiàn)多種性能的概念。不同鋼材電阻點(diǎn)焊時(shí)的電阻率比不同,電阻率比又決定了焊縫的性能,因此在車身上使用同一合金成分能夠降低任何給定薄板堆疊的電阻率差異,簡(jiǎn)化焊接工藝且獲得更堅(jiān)固的焊縫組織。此外,由于合金成分的統(tǒng)一,使得壽命結(jié)束的車身結(jié)構(gòu)材料的回收變得更加容易,能有效利用廢鋼,減少對(duì)天然鐵礦石的依賴。

圖1 先進(jìn)汽車用高強(qiáng)鋼的分類[5]Fig.1 Classification of advanced automotive high-strength steels[5]

而雙相鋼作為第一代先進(jìn)高強(qiáng)度汽車用鋼的代表,其以較低的合金含量、較高的工藝可行性、良好的焊接性能以及優(yōu)異的力學(xué)性能,被廣泛應(yīng)用于車身結(jié)構(gòu)類零件,如結(jié)構(gòu)件、加強(qiáng)件和防撞件等[1,7-8]。雙相鋼優(yōu)異的力學(xué)性能是因?yàn)槠湮⒂^組織由軟相的多邊形鐵素體和硬相的馬氏體島(由于工藝不同,可能還存在殘留奧氏體和/或馬氏體)組成,鐵素體在變形時(shí)承擔(dān)了較大的塑性應(yīng)變配分,馬氏體則保證了材料的強(qiáng)度,使其擁有較優(yōu)異的力學(xué)性能。本文試圖用一種雙相鋼合金成分在不同熱處理工藝下同時(shí)實(shí)現(xiàn)590、780和980 MPa 3個(gè)強(qiáng)度級(jí)別。影響雙相鋼力學(xué)性能的因素有很多,比如馬氏體體積分?jǐn)?shù)、形態(tài)及分布、晶粒尺寸、晶粒取向等參數(shù)都對(duì)其力學(xué)性能有重要影響。其中馬氏體是影響雙相鋼力學(xué)性能的重要因素之一[1,9]。因此,研究雙相鋼的熱處理工藝,使其獲得不同強(qiáng)度的馬氏體組織,是實(shí)現(xiàn)同成分、多性能雙相鋼的重要一環(huán)。

本文以低碳Si-Mn-Cr冷軋雙相鋼作為研究對(duì)象,進(jìn)行了兩種熱處理方案的研究,第一種是臨界等溫工藝,另一種是臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝。過(guò)時(shí)效是工業(yè)生產(chǎn)必不可少的環(huán)節(jié),但工業(yè)連續(xù)退火生產(chǎn)線一般不具備直接水冷至室溫的冷速條件。因此,為了研究試驗(yàn)鋼是否具有工業(yè)化生產(chǎn)的條件,增加了過(guò)時(shí)效處理。本文詳細(xì)研究了臨界等溫溫度和過(guò)時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)鋼組織和力學(xué)性能的影響,篩選出能夠?qū)崿F(xiàn)單成分、多性能雙相鋼的熱處理方案。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用真空感應(yīng)爐進(jìn)行熔煉,每爐鋼為50 kg,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.10C-1.7Mn-0.7Si-0.3Cr,如表1所示。C是強(qiáng)化元素,會(huì)影響雙相鋼中馬氏體碳含量和馬氏體的體積分?jǐn)?shù),而且還會(huì)影響馬氏體的形態(tài)。隨著C含量增加,雙相鋼的強(qiáng)度增加、韌性下降[10]。但為了獲得良好的焊接性能,C含量一般不宜過(guò)高,含量要低于0.2wt%。Si元素具有抑制滲碳體的析出的作用,能有效抑制過(guò)時(shí)效過(guò)程中碳化物的析出,保證雙相鋼的強(qiáng)度。但Si含量太高又會(huì)影響鋼的表面質(zhì)量,因此Si含量不宜過(guò)高[11]。Mn具有細(xì)化晶粒以及增加淬透性的作用,還能降低 Ar3溫度,但過(guò)高含量的Mn又會(huì)導(dǎo)致偏析和帶狀組織的產(chǎn)生,因此在成分設(shè)計(jì)中要控制Mn元素的含量[12]。同時(shí)Mn有助于過(guò)時(shí)效過(guò)程中C向奧氏體擴(kuò)散,提高奧氏體的穩(wěn)定性,增加室溫下殘留奧氏體的含量。而Cr同樣具有提高淬透性和增加奧氏體穩(wěn)定性的作用,能有效避免珠光體和貝氏體在轉(zhuǎn)變過(guò)程中生成,有利于組織性能調(diào)控[13]。熔煉后的鋼錠經(jīng)扒皮后鍛造成尺寸為80 mm×150 mm×210 mm的大方錠。采用機(jī)械切割法將坯料分割成80 mm×150 mm×30 mm 的小方錠,隨后進(jìn)行熱軋。首先將小方錠加熱到1200 ℃保溫6 h進(jìn)行奧氏體均勻化,然后進(jìn)行7道次軋制,由30 mm熱軋至3 mm,為了模擬工業(yè)卷取過(guò)程,將熱軋板放入600 ℃的坑式爐中進(jìn)行隨爐冷卻。熱軋鋼的初始顯微組織由鐵素體和珠光體組成。熱軋板經(jīng)酸洗之后進(jìn)行冷軋,最終厚度為1.4 mm。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

具體的熱處理工藝如圖2和表2所示。臨界等溫工藝:先將試驗(yàn)鋼加熱至臨界等溫溫度,保溫12 min,隨后水冷至室溫;臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝:同樣先將試驗(yàn)鋼加熱至臨界等溫溫度,保溫12 min,隨后分別冷卻至過(guò)時(shí)效溫度,保溫10 min后水冷至室溫。為了確定兩相溫度區(qū)間,利用Thermal-Calc軟件計(jì)算得到試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3分別為689 ℃和833 ℃。為了能夠利用同一成分達(dá)到3個(gè)強(qiáng)度級(jí)別,經(jīng)過(guò)試驗(yàn)探索,試驗(yàn)鋼臨界等溫工藝的臨界等溫溫度分別設(shè)置為720、750和800 ℃,如圖2(a)所示,臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝的臨界等溫溫度分別設(shè)置為720、800和840 ℃,過(guò)時(shí)效溫度為250 ℃,如圖2(b)中工藝①所示。在工業(yè)生產(chǎn)過(guò)程中,過(guò)時(shí)效溫度一般在250～350 ℃之間,為了探討過(guò)時(shí)效溫度對(duì)試驗(yàn)鋼組織性能的影響,因此又將臨界等溫溫度和過(guò)時(shí)效溫度提高,臨界等溫溫度設(shè)置為735、815和860 ℃,過(guò)時(shí)效溫度為300 ℃,過(guò)時(shí)效時(shí)間不變,設(shè)置為10 min,如圖2(b)中工藝②所示。為了模擬汽車零部件生產(chǎn)的烤漆過(guò)程,最后將試驗(yàn)鋼進(jìn)行170 ℃保溫20 min的烘烤處理。

表2 熱處理工藝參數(shù)

將熱處理后獲得的試樣磨拋至表面無(wú)劃痕后,用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液腐蝕表面,通過(guò)掃描電鏡表征其室溫組織,對(duì)組織進(jìn)行分析,測(cè)定馬氏體含量,其中馬氏體面積分?jǐn)?shù)利用 ImageJ軟件進(jìn)行預(yù)估。根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)制備拉伸試樣,測(cè)試不同過(guò)時(shí)效溫度下試驗(yàn)材料的力學(xué)性能。采用A25標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣進(jìn)行測(cè)試,拉伸速度為2 mm/min,試樣尺寸如圖3所示。每種加載條件下進(jìn)行3次重復(fù)性拉伸試驗(yàn),以確保數(shù)據(jù)準(zhǔn)確。

圖3 A25標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of A25 standard tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 臨界等溫溫度對(duì)雙相鋼組織性能的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)臨界等溫工藝處理后的室溫顯微組織如圖4所示。由圖4可以得出,試驗(yàn)鋼淬火后的組織由鐵素體和馬氏體組成,隨著等溫溫度的升高,奧氏體含量增加,淬火后馬氏體相變得到的馬氏體含量增加。在保溫過(guò)程中,初始組織溶解,碳元素重新分配,奧氏體通過(guò)擴(kuò)散形核長(zhǎng)大[14],同時(shí)組織中的碳化物也在保溫過(guò)程中溶解,擴(kuò)散到奧氏體中,淬火后組織中的碳化物析出量明顯減少[15]。圖4(a)為720 ℃等溫12 min后水冷的組織,此時(shí)等溫溫度較低,產(chǎn)生的奧氏體含量較少,導(dǎo)致淬火后生成的馬氏體含量低,且在此溫度下奧氏體溶解碳化物的能力有限,鐵素體中存在較多的碳化物。隨著等溫溫度的升高,熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力增加,還有利于鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變,奧氏體含量和尺寸均有所增加,導(dǎo)致淬火后最終組織中馬氏體含量增加,馬氏體尺寸也有所增加,馬氏體形貌逐漸由島狀轉(zhuǎn)變成塊狀[16]。

圖4 臨界等溫工藝下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的微觀組織Fig.4 Microstructure of the tested steel after intercritical isothermal treatment at different isothermal temperatures(a) 720 ℃; (b) 750 ℃; (c) 800 ℃

試驗(yàn)鋼經(jīng)臨界等溫工藝處理后的室溫力學(xué)性能如圖5和表3所示。由圖5可知,隨著等溫溫度的升高,淬火后相變得到馬氏體分?jǐn)?shù)增加,試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度升高,等溫溫度為720 ℃和750 ℃時(shí),總延伸率相近,當(dāng)?shù)葴販囟壬叩?00 ℃后,總延伸率明顯下降。從應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以看出,等溫溫度為720 ℃和750 ℃時(shí)出現(xiàn)了屈服平臺(tái),750 ℃時(shí)屈服平臺(tái)較窄。

表3 試驗(yàn)鋼臨界等溫工藝不同等溫溫度下的力學(xué)性能

圖5 臨界等溫工藝下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Engineering stress-strain curves of the tested steel after intercritical isothermal treatment at different isothermal temperatures

在本研究中為了模擬烤漆過(guò)程進(jìn)行的烘烤步驟相當(dāng)于低溫回火,在170 ℃烘烤過(guò)程中鐵素體會(huì)發(fā)生回復(fù),導(dǎo)致鐵素體內(nèi)部的位錯(cuò)密度降低,可動(dòng)位錯(cuò)減少;且由于試驗(yàn)鋼中的Si含量較低,在烘烤過(guò)程中可能會(huì)有少量碳化物析出,釘扎可動(dòng)位錯(cuò),導(dǎo)致后續(xù)變形時(shí)可動(dòng)位錯(cuò)減少,從而發(fā)生了不連續(xù)屈服現(xiàn)象,屈服強(qiáng)度增加[17]。等溫溫度升高,馬氏體含量增加,碳的需求量增加,C被馬氏體充分利用,在烘烤時(shí)碳化物的析出量減少。等溫溫度為800 ℃時(shí),在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上表現(xiàn)為連續(xù)屈服。從力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果來(lái)看,利用臨界等溫工藝可以制備出同一成分、不同強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼。

2.2 過(guò)時(shí)效及其溫度對(duì)雙相鋼組織性能的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(250 ℃過(guò)時(shí)效)處理后的室溫顯微組織和室溫力學(xué)性能如圖6、圖7和表4所示。利用熱膨脹儀對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行試驗(yàn)獲得膨脹曲線,測(cè)得試驗(yàn)鋼的馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變臨界溫度(Ms)為326 ℃,250 ℃的過(guò)時(shí)效溫度在Ms點(diǎn)以下,因此臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(250 ℃過(guò)時(shí)效)處理后的室溫顯微組織中不存在貝氏體組織。圖6(a)為720 ℃等溫12 min、250 ℃過(guò)時(shí)效并淬火后的組織,與圖4(a)比較可以發(fā)現(xiàn),等溫溫度雖然相同,但組織中馬氏體含量不同,且臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝的組織中明顯存在更多的未溶解碳化物。通過(guò)對(duì)比圖6(b)和圖4(c)的組織和通過(guò)ImageJ軟件預(yù)估得到的馬氏體面積分?jǐn)?shù)可以得出,在相同的等溫溫度(800 ℃)下,臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝的馬氏體面積分?jǐn)?shù)較低,這可能與淬火過(guò)程中的冷速有關(guān),250 ℃過(guò)時(shí)效時(shí)第一次淬火的冷速比直接水冷到室溫的冷速低,導(dǎo)致最終室溫中的馬氏體含量降低。且達(dá)到相同強(qiáng)度時(shí),臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(250 ℃過(guò)時(shí)效)所需要的馬氏體含量比臨界等溫工藝的高,在熱處理工藝中引入一步過(guò)時(shí)效處理后,當(dāng)組織接近全馬組織,只存在少量的鐵素體時(shí),試驗(yàn)鋼才能達(dá)到980 MPa強(qiáng)度級(jí)別。影響強(qiáng)度的因素可能有以下3點(diǎn):①過(guò)時(shí)效處理對(duì)第一次淬火生成的一次馬氏體/貝氏體有回火軟化作用;②過(guò)時(shí)效會(huì)促進(jìn)碳化物的析出,導(dǎo)致生成的馬氏體/貝氏體中的碳含量降低,強(qiáng)度降低[17-18];③試驗(yàn)鋼中的Cr、Mn元素有助于過(guò)時(shí)效過(guò)程中碳向奧氏體擴(kuò)散[13,19],提高奧氏體的穩(wěn)定性,室溫組織中可能存在少量殘留奧氏體,有利于提高試驗(yàn)鋼的綜合性能。但這也會(huì)降低生成的馬氏體/貝氏體中的碳含量,降低強(qiáng)度[20]。

表4 試驗(yàn)鋼臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(250 ℃過(guò)時(shí)效)試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的力學(xué)性能

圖6 臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(250 ℃過(guò)時(shí)效)下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的微觀組織Fig.6 Microstructure of the tested steel after intercritical isothermal-overaging treatment (250 ℃ overaging) at different isothermal temperatures (a) 720 ℃; (b) 800 ℃; (c) 840 ℃

圖7 臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(250 ℃過(guò)時(shí)效)Fig.7 Engineering stress-strain curves of the tested steel after intercritical isothermal-overaging treatment at different isothermal temperatures (overaging at 250 ℃)

試驗(yàn)鋼經(jīng)臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(300 ℃過(guò)時(shí)效)后的組織和力學(xué)性能如圖8、圖9和表5所示?？梢钥闯?隨著等溫溫度的升高,淬火后馬氏體相變得到的馬氏體含量增加。從表4和表5可以知道,250 ℃過(guò)時(shí)效時(shí),840 ℃等溫溫度組織接近全馬氏體,300 ℃過(guò)時(shí)效時(shí),等溫溫度需要達(dá)到860 ℃,組織才接近全馬氏體,這可能是因?yàn)樵谕耆珚W氏體化條件下,隨著等溫溫度的升高,奧氏體內(nèi)碳含量降低,馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變臨界溫度(Ms)上升,一次淬火到過(guò)時(shí)效溫度時(shí)產(chǎn)生的馬氏體含量增加,最終室溫組織中馬氏體含量增加。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高,達(dá)到相同級(jí)別時(shí)需要的等溫溫度和馬氏體含量進(jìn)一步增加,試驗(yàn)鋼強(qiáng)度達(dá)到980 MPa時(shí),其組織已經(jīng)幾乎為全馬氏體。加入過(guò)時(shí)效處理后,室溫組織中的馬氏體分為二次馬氏體和回火馬氏體,二次馬氏體中的C含量比回火馬氏體的高,因此強(qiáng)度也比較高。隨著過(guò)時(shí)效溫度的提高,最終組織中的二次馬氏體含量增多,理論上在相同等溫溫度時(shí),過(guò)時(shí)效溫度越高,抗拉強(qiáng)度應(yīng)該是越高的。但過(guò)時(shí)效溫度的提高對(duì)碳化物的析出也有影響,能促進(jìn)過(guò)時(shí)效時(shí)組織中碳化物的析出與長(zhǎng)大,C以碳化物的形式析出,導(dǎo)致生成馬氏體的過(guò)程中能夠利用到的碳含量減少,強(qiáng)度降低。二次馬氏體含量增加導(dǎo)致的強(qiáng)度提高作用弱于由于馬氏體組織中碳含量減少導(dǎo)致的強(qiáng)度降低作用,因此,相較250 ℃過(guò)時(shí)效,300 ℃過(guò)時(shí)效的試驗(yàn)鋼想要達(dá)到同一強(qiáng)度級(jí)別,需要更高的等溫溫度。

表5 臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(300 ℃過(guò)時(shí)效)下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的力學(xué)性能

圖9 臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝(300 ℃過(guò)時(shí)效)下試驗(yàn)鋼不同等溫溫度的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.9 Engineering stress-strain curves of the tested steel after intercritical isothermal-overaging treatment (300 ℃ overaging) at different isothermal temperatures

從力學(xué)性能結(jié)果可以看出,利用臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝試驗(yàn)鋼也可以制備出3種不同強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼,其力學(xué)性能與臨界等溫工藝基本持平。臨界等溫工藝雖然在實(shí)驗(yàn)室條件下可以實(shí)現(xiàn),但是一些連退產(chǎn)線冷卻能力可能不足以支持板材直接冷卻至室溫。因此臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝更適合絕大多數(shù)的生產(chǎn)線,在實(shí)際工廠生產(chǎn)中可行性會(huì)更高。但試驗(yàn)鋼采用臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝達(dá)到980 MPa強(qiáng)度級(jí)別時(shí),從圖6(c)和圖8(c)中可以看出,其組織接近全馬氏體組織,不符合實(shí)際雙相鋼的組織特性,且組織中的馬氏體過(guò)多不利于塑性的提高,因此在當(dāng)前的合金成分條件下,采用臨界等溫-過(guò)時(shí)效工藝制備980 MPa強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼是不合適的。若要在同一合金成分下同時(shí)實(shí)現(xiàn)想要的3個(gè)強(qiáng)度級(jí)別,且組織性能與商用對(duì)應(yīng)強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼相似,需要進(jìn)一步優(yōu)化合金成分,使得制備的雙相鋼在相同的馬氏體面積分?jǐn)?shù)下能獲得更高的強(qiáng)度值,整體提高雙相鋼的強(qiáng)度以及達(dá)到3個(gè)強(qiáng)度級(jí)別時(shí)的塑性。

3 結(jié)論

1) 在不同熱處理工藝下,隨著等溫溫度的提高,水冷后組織中的馬氏體含量增加,使得試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨之提高,總延伸率下降。

2) 與臨界等溫工藝相比,加入過(guò)時(shí)效步驟后,達(dá)到相同強(qiáng)度時(shí),所需要的等溫溫度更高,組織中的馬氏體分?jǐn)?shù)更高,但最終強(qiáng)度與臨界等溫工藝下的試驗(yàn)鋼基本持平。且隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高,達(dá)到相同強(qiáng)度級(jí)別時(shí)所需的等溫溫度進(jìn)一步提高,馬氏體分?jǐn)?shù)進(jìn)一步增加,但其力學(xué)性能相似。

3) 利用同一合金成分,采用兩種熱處理工藝,都制備出了590、780和980 MPa 3種不同強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼。但是當(dāng)前成分的試驗(yàn)鋼在制備高強(qiáng)度規(guī)格(980 MPa強(qiáng)度級(jí)別)雙相鋼時(shí)其組織接近全馬氏體,不符合實(shí)際雙相鋼的組織特性。