配分過(guò)程對(duì)熱軋直接淬火配分鋼拉伸性能及沖擊韌性的影響

李志偉,歐陽(yáng)澤宇,李雪鋒

(東北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng)110819 )

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配分過(guò)程對(duì)熱軋直接淬火配分鋼拉伸性能及沖擊韌性的影響

李志偉,歐陽(yáng)澤宇,李雪鋒

(東北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng)110819 )

基于一種低碳硅錳系成分，結(jié)合熱軋直接淬火配分工藝，開(kāi)發(fā)了一種厚規(guī)格熱軋直接淬火配分鋼，研究了配分過(guò)程對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼微觀組織，力學(xué)性能和沖擊韌性的影響.用SEM、XRD、TEM分析觀察材料的微觀組織.研究結(jié)果顯示，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度為 1 080～1 400 MPa，屈強(qiáng)比為0.6～0.79，強(qiáng)塑積高達(dá) 28 000 MPa%.等溫配分鋼的低溫沖擊韌性較動(dòng)態(tài)配分鋼更好，并且隨著沖擊溫度的降低，等溫配分鋼沖擊功比動(dòng)態(tài)配分鋼下降更慢.實(shí)驗(yàn)鋼殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))為16%-28%，碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.05%-1.35 %.同時(shí)等溫配分鋼較動(dòng)態(tài)配分鋼具有更高的殘余奧氏體含量和更低的殘余奧氏體碳含量.

HDQ&P鋼；碳配分；微觀組織；力學(xué)性能

眾所周知，兼具高強(qiáng)高塑性同時(shí)具備優(yōu)異韌性和成形性的高強(qiáng)鋼備受關(guān)注[1].隨著先進(jìn)高強(qiáng)鋼的不斷發(fā)展，一種新型的淬火配分(Q&P)工藝被提出用于生產(chǎn)一種兼具高強(qiáng)高塑性的先進(jìn)高強(qiáng)鋼[2-4].其工藝思路為，鋼經(jīng)全奧氏體化后直接淬火至Ms和Mf之間某一溫度以得到部分馬氏體，然后在適當(dāng)溫度下進(jìn)行等溫處理，使碳原子從碳過(guò)飽和馬氏體向未轉(zhuǎn)變奧氏體擴(kuò)散富集，最后淬火至室溫.其最終組織為馬氏體加殘余奧氏體[5-7].近年來(lái)，有研究者將Q&P思想直接運(yùn)用到熱軋生產(chǎn)線上提出一種高效節(jié)能型的熱軋直接淬火配分(HDQ&P)工藝，在此基礎(chǔ)之上亦有研究者提出一種動(dòng)態(tài)配分思想，并由此產(chǎn)生一種熱軋直接淬火動(dòng)態(tài)配分(HDQ&DP)工藝[8-10].目前為止，HDQ&P鋼的研究主要集中在汽車用薄規(guī)格(2～4 mm)熱軋板，所研究的內(nèi)容主要集中在微觀組織演變及拉伸性能上.而對(duì)于厚規(guī)格(10 mm 以上)的HDQ&P鋼的微觀組織，力學(xué)性能尤其是沖擊韌性研究較少.本文以低碳硅錳系成分為研究對(duì)象，著眼于HDQ&P鋼工藝，開(kāi)發(fā)了一種厚規(guī)格HDQ&P鋼，重點(diǎn)研究了配分過(guò)程對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼微觀組織及力學(xué)性能的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本研究實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分如表1所示.在傳統(tǒng)TRIP型成分的基礎(chǔ)上，添加一定量的Ti元素.Ti與氮具有很強(qiáng)的親和能力，易形成氮化鈦析出，且其在鋼凝固過(guò)程中就已經(jīng)形成，因此Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.02%以下時(shí)，Ti基本不參與強(qiáng)化.提高w[Ti]至0.1%，使得在低溫奧氏體區(qū)或者鐵素體/奧氏體兩相區(qū)能夠形成一定量的碳化鈦，并有部分Ti仍固溶在基體中，從而通過(guò)析出強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化提高材料的力學(xué)性能.

利用全自動(dòng)相變儀采用膨脹法測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼Ac1，Ac3，Ms和Mf分別為775、910、390和220 ℃左右.實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)真空冶煉爐冶煉后鑄造成150 kg的鑄錠，再鍛造成60 mm×60 mm的鍛坯.鍛坯經(jīng)1200 ℃奧氏體化并保溫2 h后，經(jīng)3道次軋至38 mm 厚，待溫至920 ℃再經(jīng)3道次軋至15 mm厚，終軋溫度為930 ℃左右，隨后直接通過(guò)超快速冷卻裝置以50～70 ℃/s的冷速快速冷卻至 370 ℃ 左右.然后，將兩塊實(shí)驗(yàn)鋼板放到400 ℃的空氣電阻爐中分別等溫配分5 min和15 min，之后空冷到室溫；另一塊實(shí)驗(yàn)鋼直接空冷到室溫，即所謂熱軋動(dòng)態(tài)配分工藝.

利用CMT5105-SANS拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)定了實(shí)驗(yàn)鋼拉伸性能，同時(shí)測(cè)定了實(shí)驗(yàn)鋼常溫，-20 ℃和-40 ℃條件下的沖擊韌性.實(shí)驗(yàn)鋼試樣經(jīng)線切割制備，再經(jīng)研磨拋光，用4%硝酸酒精腐蝕后，利用JEOL JXA-8530F場(chǎng)發(fā)射電子探針顯微分析儀(EPMA)觀察試樣二次電子形貌及進(jìn)行EDX成分分析.在TECNAI G220 透射電鏡下觀察精細(xì)結(jié)構(gòu)和析出形貌.利用D/max 2400 X射線衍射儀(Cu靶)，采用文獻(xiàn)[8]中的方法測(cè)定試樣室溫殘余奧氏體含量及其平均碳含量.

表1 實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)4%硝酸酒精腐蝕后的金相組織如圖1所示，可見(jiàn)實(shí)驗(yàn)鋼為典型的板條馬氏體形貌，等溫配分5 min和15 min的實(shí)驗(yàn)鋼較空冷動(dòng)態(tài)配分鋼的馬氏板條束更明顯，同時(shí)等溫配分15 min的實(shí)驗(yàn)鋼較其他實(shí)驗(yàn)工藝具有更寬的馬氏體板條.其原因在于等溫配分較動(dòng)態(tài)配分具有更高的溫度和更長(zhǎng)的時(shí)間供碳原子從過(guò)飽和馬氏體板條內(nèi)部向馬氏體板條或馬氏體板條束邊界擴(kuò)散偏聚，導(dǎo)致馬氏體板條或馬氏體板條束邊界附近碳原子富集，因此在金相腐蝕過(guò)程中更容易將馬氏體板條腐蝕出來(lái).同時(shí)因?yàn)榈葴剡^(guò)程中馬氏體會(huì)出現(xiàn)位錯(cuò)回復(fù)，伴隨板條與板條之間小角度晶界消失或殘余奧氏體分解，馬氏體板與板條會(huì)出現(xiàn)合并現(xiàn)象，因此等溫配分時(shí)間延長(zhǎng)會(huì)出現(xiàn)馬氏體板條寬化現(xiàn)象.相關(guān)報(bào)道證實(shí)Q&P鋼等溫配分過(guò)程中可能存在的馬氏體奧氏體間界面遷移也可能導(dǎo)致馬氏體板條寬化.

部分實(shí)驗(yàn)鋼的二次電子像如圖2所示，可見(jiàn)空冷動(dòng)態(tài)配分鋼具有更細(xì)的馬氏體板條結(jié)構(gòu)，同時(shí)無(wú)論是空冷動(dòng)態(tài)配分試樣還是等溫配分15 min試樣，馬氏體板條中均未發(fā)現(xiàn)明顯的碳化物，換言之，等溫配分15 min過(guò)程中馬氏體未發(fā)生明顯的回火分解，實(shí)驗(yàn)鋼中所添加的含量相對(duì)較高的Si可以有效地抑制滲碳體的形成，這能充分保證碳以固溶態(tài)的形式存在于鋼中，為碳從過(guò)飽和馬氏體中向未轉(zhuǎn)變奧氏體中擴(kuò)散富集提供前提條件.同時(shí)圖2顯示，等溫配分15 min試樣中馬氏體板條與板條之間的浮凸效果較空冷動(dòng)態(tài)配分鋼更加明顯，換言之，試樣中白色浮凸相更多，根據(jù)相關(guān)研究顯示，馬氏體板條間極可能是殘余奧氏體，因此初步推斷等溫配分15 min的試樣中殘余奧氏體較空冷動(dòng)態(tài)配分試樣更多.同時(shí)由于實(shí)驗(yàn)鋼厚度相對(duì)較厚，表層組織和中心層組織存在不均勻性，總體表現(xiàn)為表層組織為典型馬氏體組織，而中心層組織為典型貝氏體組織特別是等溫配分時(shí)間較長(zhǎng)的試樣中貝氏體特征更加明顯，如圖2(d)所示配分15 min試樣中存在明顯上貝氏體組織，可能是等溫配分過(guò)程中形成也可能是厚板中心層因冷速不夠，在冷卻過(guò)程中形成.空冷動(dòng)態(tài)配分試樣及等溫配分15 min試樣透射電鏡下殘余奧氏體的明場(chǎng)像及相應(yīng)暗場(chǎng)像、衍射斑如圖3所示.由圖可見(jiàn)無(wú)論動(dòng)態(tài)配分還是等溫配分鋼中殘余奧氏體都得以穩(wěn)定下來(lái)，同時(shí)殘余奧氏體主要以薄膜狀的形態(tài)存在于馬氏體板條之間，馬氏體板條寬度在200～400 nm之間，殘余奧氏體薄膜寬度在 50～150 nm 之間.由透射形貌進(jìn)一步可見(jiàn)馬氏體板條中碳化物幾乎不存在，碳化物被有效抑制也是殘余奧氏體得以充分穩(wěn)定下來(lái)的前提.

圖2 部分實(shí)驗(yàn)鋼二次電子像

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼殘余奧氏體透射形貌

實(shí)驗(yàn)鋼拉伸性能如表2所示，可見(jiàn)實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度均在660 MPa和 1 110 MPa 之間，抗拉強(qiáng)度在 1 080 MPa 到 1 400 MPa 之間，屈強(qiáng)比為 0.6-0.79.實(shí)驗(yàn)鋼延伸率在16.7%到26.3%之間，強(qiáng)塑積均在 20 000 MPa%以上，部分實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積高達(dá) 28 000 MPa%.實(shí)驗(yàn)鋼部分屈服強(qiáng)度相對(duì)較低的原因在于厚板冷卻過(guò)程中中心層和表層溫降不同，導(dǎo)致內(nèi)外溫度條件不一樣，進(jìn)而中心

層的組織更趨于高溫組織，最終導(dǎo)致拉伸過(guò)程中屈服強(qiáng)度較傳統(tǒng)馬氏體奧氏體型Q&P鋼低很多.

表2 實(shí)驗(yàn)鋼拉伸性能

實(shí)驗(yàn)鋼拉伸曲線及沖擊韌性如圖4所示，可見(jiàn)空冷動(dòng)態(tài)配分實(shí)驗(yàn)鋼和等溫配分15 min實(shí)驗(yàn)鋼較等溫配分5 min實(shí)驗(yàn)鋼有更低的強(qiáng)度和更高的延伸率.15 min配分工藝下抗拉強(qiáng)度的下降可以歸結(jié)為長(zhǎng)時(shí)間配分下馬氏體板條寬化，根據(jù)Holl-Petch公式，屈服強(qiáng)度下降.而對(duì)于空冷工藝而言，由于中厚板厚度影響溫降速率較慢，使得整體在高溫段動(dòng)態(tài)停留的時(shí)間較長(zhǎng)，足以實(shí)現(xiàn)碳的配分以及馬氏體板條的寬化，從而在力學(xué)性能上趨近與15 min配分工藝結(jié)果.實(shí)驗(yàn)鋼常溫沖擊功為50～80 J，-20 ℃沖擊功為30～40 J，-40 ℃ 沖擊功為10～35 J.同時(shí)由沖擊性能結(jié)果可見(jiàn)，等溫配分鋼的低溫沖擊韌性比動(dòng)態(tài)配分鋼高，并且隨著沖擊溫度的降低，等溫配分鋼沖擊功比動(dòng)態(tài)配分鋼下降更慢.

實(shí)驗(yàn)鋼XRD測(cè)試結(jié)果如圖5所示，可見(jiàn)實(shí)驗(yàn)鋼殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))為16%～28%，碳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為1.05%～1.35%.同時(shí)等溫配分鋼較動(dòng)態(tài)配分鋼具有更高的殘余奧氏體含量和更低的殘余奧氏體碳含量.殘余奧氏體(簡(jiǎn)稱殘奧)碳含量的降低主要源于相對(duì)較大的殘奧含量提升，可能殘奧含量提升之后，殘奧中碳元素分布更加均勻，導(dǎo)致平均碳含量有所下降，而空冷動(dòng)態(tài)配分鋼中殘奧碳含量偏高，殘奧含量偏低，主要源于殘奧碳含量分布不均勻，局部極其富碳的殘奧得以穩(wěn)定.

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼拉伸性能及沖擊韌性

圖5 XRD測(cè)試結(jié)果

圖6 沖擊斷口形貌

實(shí)驗(yàn)鋼部分典型沖擊斷口形貌如圖6所示，可見(jiàn)實(shí)驗(yàn)鋼常溫沖擊斷口存在大量韌窩為典型韌性斷裂形貌，而-40 ℃斷口存在大量的河流花樣形貌，為典型穿晶解理脆性斷裂形貌.同時(shí)，常溫沖擊斷口顯示等溫配分15 min試樣中韌窩較空冷動(dòng)態(tài)配分試樣更細(xì)小，而低溫沖擊斷口顯示空冷動(dòng)態(tài)配分試樣較配分15 min試樣中解理斷裂形貌更明顯.這與沖擊性能結(jié)果基本一致.

3 結(jié) 論

將熱軋直接淬火配分工藝應(yīng)用到中厚板生產(chǎn)中，研究了不同配分工藝對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼微觀組織，拉伸性能和沖擊韌性的影響，主要結(jié)論如下：

(1) 實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度為660～1 110 MPa 之間，抗拉強(qiáng)度為1 080～1 400 MPa 之間，屈強(qiáng)比為0.6～0.79.實(shí)驗(yàn)鋼延伸率在16.7%到26.3%之間，實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積高達(dá) 28 000 MPa%.空冷動(dòng)態(tài)配分實(shí)驗(yàn)鋼和等溫配分15 min實(shí)驗(yàn)鋼較等溫配分5 min實(shí)驗(yàn)鋼有更低的強(qiáng)度和更高的延伸率.

(2)實(shí)驗(yàn)鋼常溫沖擊功為50～80 J，-20 ℃沖擊功為30～40 J，-40 ℃沖擊功為10～35 J.等溫配分鋼的低溫沖擊韌性較動(dòng)態(tài)配分鋼更好，并且隨著沖擊溫度的降低，等溫配分鋼沖擊功比動(dòng)態(tài)配分鋼下降更慢.

(3)實(shí)驗(yàn)鋼通過(guò)等溫配分與動(dòng)態(tài)配分均能有效地穩(wěn)定奧氏體，殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))為16%～28%，碳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為1.05%～1.35 %.其殘余奧氏體薄膜寬度在50～150 nm之間.

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Effect of partitioning procedure on tensile properties and Charpy impact toughness of a hot-rolled directly quenched and partitioned steel

Li Zhiwei，Ouyang Zeyu，Li Xuefeng

(School of Materials Science and Engineering,Northeastern University, Shenyang 110819, China)

Based on a low-C SiMn-type steel, a thick hot-rolled direct quenched and partitioned (HDQ&P) steel was developed combined with the Thermal Mechanical Control Processing (TMCP) technology. Effects of partitioning procedure on the microstructure, tensile properties and Charpy impact toughness of the steel were investigated. Microstructures of the steel were characterized by SEM, XRD and TEM. The results showed that the tensile strength of the specimens is between 1 080 MPa and 1 400 MPa, the yield ratio is about 0.6～0.79 and the product of strength and elongation can be up to 28 000 MPa%. The isothermally partitioned specimens exhibit better low temperature impact toughness and the impact toughness decreases much in the isothermally partitioned specimens compared with the dynamically partitioned specimen with decrease of the test temperature. The volume fraction of residual austenite is about 16%-28%, and the average carbon content (volume fraction) in residual austenite is about 1.05%～1.35%. Meanwhile, the isothermally partitioned specimens possess much more residual austenite and much lower carbon of residual austenite compared with the dynamically partitioned specimen.

HDQ&P steel; carbon partition; microstructure; mechanical properties

10.14186/j.cnki.1671-6620.2016.03.011

TG 161

A

1671-6620(2016)03-0214-06