回火工藝參數對DP600熱軋雙相鋼組織和性能的影響

賈 松,劉雅政,周樂育,方 圓

(北京科技大學材料科學與工程學院,北京,100083)

隨著節能、環保和安全要求的日趨嚴格,汽車輕量化研究進展迅速。近年來,我國汽車工業的高速發展推動了高強度汽車用雙相鋼的研究與開發[1-2]。結合我國的軋鋼和冷卻設備,經濟型低溫卷取熱軋雙相鋼得以批量生產并在汽車工業中廣泛應用。而工業化生產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定性的關鍵。卷取溫度過高會使雙相鋼喪失其優良的力學特性,而溫度過低又會帶來產品板形和卷取機負荷大、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的低溫卷取型DP600熱軋雙相鋼,其主要化學成分如表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,實驗設計了4組不同的回火工藝參數: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,在箱式電阻爐中進行回火實驗。回火后取出鋼板,分別切取標準拉伸試樣和金相試樣。

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

拉伸實驗在CM T4105拉伸機上進行。金相試樣用4%硝酸酒精侵蝕后在LeicaDMR光學顯微鏡下觀察其金相組織。

2 結果與分析

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中金相組織分析結果可知,實驗鋼回火前的組織為細小的鐵素體基體上分布著體積分數為20%的馬氏體,回火后熱軋雙相鋼基本保持原有的兩相狀態,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白亮區域,與邊部組織有明顯的顏色區別。這種現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。

熱軋雙相鋼的生產過程中要經歷終軋后快冷和鐵素體轉變溫度區間緩冷過程,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變為馬氏體。

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又是鐵素體不斷轉變的過程(即不斷發生C與合金元素的富集過程)。盡管殘余奧氏體內也不斷地進行擴散以達到成分的均勻化,但擴散的溯及力有限。對于尺寸較小的島狀殘余奧氏體,其成分易于均勻化,但當殘余奧氏體呈大塊狀時,擴散的有效距離難以達到其芯部,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,淬透性高的亞穩奧氏體轉變為馬氏體,淬透性低的亞穩奧氏體轉變為貝氏體或其他組織。即便亞穩奧氏體全部轉變為馬氏體,由于其成分的不一致,馬氏體微觀結構也不同,C含量高的亞穩奧氏體轉變為孿晶馬氏體,C含量低的亞穩奧氏體轉變為板條馬氏體,它們的穩定性也不同,因此大塊馬氏體往往芯部合金元素較少且穩定性較差。回火時,碳原子有了足夠的擴散能力,可以進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”形成類似鐵素體組織。馬氏體邊部為合金元素富集區,回火過程中形成的碳原子偏聚區密度遠遠高于馬氏體芯部,碳原子偏聚的進一步產物為過渡碳化物——ε碳化物。ε碳化物的產生使馬氏體內部增加了大量的相界面,宏觀上表現為馬氏體顏色的暗化。故馬氏體邊部不僅不會出現類似鐵素體組織,反而顏色發暗。

愈德剛[4]關于鐵基馬氏體回火轉變的理論認為,250℃以下碳原子的擴散將囿于馬氏體點陣范疇內,調整馬氏體點陣內部的碳分布,碳原子在晶體點陣內實現擴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,碳原子在馬氏體內實現擴散的重要條件為時間。這是因為在230～250℃范圍內回火時,馬氏體的回火產物是相同的,延長時間比提高溫度更有利于加速碳原子的擴散和促進馬氏體分解,所以宏觀表現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性能的影響

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

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

比較回火前后實驗鋼的抗拉強度可以發現,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度下降較為明顯。結合圖1可以看出,60 min回火后試樣的馬氏體分解嚴重,馬氏體作為雙相鋼中強化相的作用降低,導致雙相鋼抗拉強度降低。

圖2為不同回火工藝處理后熱軋雙相鋼的應力應變曲線。從圖2中可以看出,未回火處理的熱軋雙相鋼表現為連續屈服行為;工藝1處理后試樣基本保持連續屈服現象;工藝2處理后試樣出現屈服平臺與下屈服點;工藝3和工藝4處理后試樣出現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,出現連續屈服現象所需的可動位錯密度要達到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屈服行為的直接原因。200～300℃回火處理后,雙相鋼逐漸出現屈服現象,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,位錯的運動能力差,但由于初始的位錯密度過高,還是會發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、下屈服點現象表明滑移開動力大而滑移進行的抗力較小。上、下屈服點的出現是間隙固溶原子聚集于位錯形成柯氏氣團釘扎位錯引起的。位錯運動要擺脫氣團需要額外的功,當位錯開動擺脫掉氣團后便需在正常應力下運動,這是下屈服點出現的原因。

熱軋雙相鋼中的鐵素體是在鐵素體轉變區間空冷得到的。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原子有擴散至位錯形成柯氏氣團的趨勢。在回火過程中,溫度升高使擴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,阻礙其運動,起到強化作用[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,使雙相鋼連續屈服現象逐漸消失。αFe中Si、M n元素為代位固溶體,有一定的固溶強化作用,但其在鐵素體中幾乎是均勻分布的,所以位錯運動仍存在。Cr為強碳化物形成元素,快冷過程中過飽和碳會以細小碳化物質點的形式沉淀,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小的碳化物,所有這些碳化物都會造成雙相鋼屈服強度上升[8]。

連續屈服是雙相鋼的典型特征,從圖2分析可以初步認定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,間隙原子的擴散能力增強,對可動位錯的釘扎作用也越大,屈服效應也越明顯。

3 結論

(1)200～300℃范圍內回火后,實驗鋼中馬氏體的分解由芯部向邊部擴展,芯部出現白亮鐵素體區,馬氏體邊部分解導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散釘扎可動位錯是回火實驗雙相鋼出現不連續屈服的原因。

(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。

[1] 司永濤,董瑞峰,劉哲,等.包鋼CSP生產線生產540M Pa級熱軋雙相鋼[J].鋼鐵,2007,42(9):63-67.

[2] 梅蓉俊,陳凌峰,梅冰.寶鋼熱軋汽車用鋼生產現狀及發展趨勢[J].軋鋼,2004,21(4):27-29.

[3] 馮鋒,唐多光,萬曉景,等.熱軋雙相鋼回火后顯微組織研究[J].材料科學與工藝,1994,2(2):19-23.

[4] 愈德剛.鐵基馬氏體時效——回火轉變理論及其強韌性[M].上海:上海交通大學出版社,2008:13-16.

[5] 馬鳴圖,吳寶榕.雙相鋼——物理和力學冶金[M].北京:冶金工業出版社,1988:301-302.

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[7] Suleyman G.Static strain ageing behaviour of dual phase steels[J].Materials Science and Engineering A,2008,486(1-2):63-71.

[8] 沈顯璞,雷廷權,李大軍,等.組織分布及低溫回火對雙相20鋼拉伸性能的影響[J].金屬熱處理學報,1984,1(5):30-40.