配分時間對低鉻鐵素體不銹鋼組織和性能的影響

莫金強 羅 剛

(太原鋼鐵(集團)有限公司先進不銹鋼材料國家重點實驗室，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，特別是高強度鍍鋅板的需求與日俱增。與此同時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性能和耐蝕性能，世界發(fā)達國家和地區(qū)已開始使用不銹鋼制作汽車結構件[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，屬于經濟實用型不銹鋼，目前基本與汽車鍍鋅DP590、DP780鋼板等價格持平。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，使用壽命長，同時廢鋼100%可回收，有著極高的性價比，所以是替代碳鋼的理想材料。但按照現(xiàn)有的生產方法，這類不銹鋼存在強度偏低的缺點，力學性能與Q235、Q345鋼相當，必須對其進行強化。

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)進行強化處理，使其獲得強度和塑性良好的匹配，并研究了配分時間對試驗鋼組織和性能的影響，以期為Q & P技術的工業(yè)化應用提供支持。

1 試驗材料與方法

試驗材料為太鋼生產的410S低鉻鐵素體不銹鋼冷軋退火板，厚度為1.5 mm，其化學成分見表1。Q & P處理步驟為：首先將試驗鋼加熱至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進行配分處理，最后水淬至室溫。

熱處理后的試料經過研磨、拋光和15%(質量分數(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射線衍射分析儀進行物相分析，然后用MDI Jade 5.0分析軟件計算殘留奧氏體的體積分數(shù)。在Zwick/Roell Z100型萬能試驗機上進行拉伸試驗，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蝕，因此試驗通過測量試驗鋼的點蝕電位來表征其耐蝕性能。測試工作在CS350H電化學工作站中完成，測試溶液為3.5%NaCl溶液，試驗前預通半小時氮氣以排出溶液中氧，起始掃描電位為- 100 mV(vs. OCP)，以20 mV/min的掃描速率進行陽極極化，試驗環(huán)境為35 ℃水浴，通過切線法求得點蝕電位。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the investigated steel (mass fraction) %

2 試驗結果及討論

2.1 顯微組織

圖1為試驗鋼在淬火- 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，晶界和晶內分布有數(shù)量較多的細小碳氮化物。經淬火- 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”向鐵素體晶內發(fā)展，使許多鐵素體晶界呈現(xiàn)向內凹陷的特征，甚至各個鐵素體晶粒幾乎被“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 試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the investigated steel

對經Q & P處理的試驗鋼中的馬氏體進行高倍觀察，如圖2所示。可以發(fā)現(xiàn)，在30 s較短的配分時間內，馬氏體基體幾乎沒有明顯的碳氮化物析出；當配分時間延長至1 min后，馬氏體基體中出現(xiàn)了一定數(shù)量的碳氮化物；當配分時間進一步延長至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，在熱作用下擴散至周圍未轉變的奧氏體中，提高其穩(wěn)定性，使未轉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效應從而改善材料的塑性。

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

圖2 不同配分時間的試驗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給出了不同配分時間對應試驗鋼中殘留奧氏體的體積分數(shù)。由圖可見，隨著配分時間的延長，試驗鋼中的殘留奧氏體含量呈增加趨勢。當配分時間只有30 s時，殘留奧氏體體積分數(shù)較低，約為5%；當配分時間延長至1 min后，殘留奧氏體體積分數(shù)約增加了50%，約為7.5%；進一步延長配分時間至5 min后，殘留奧氏體體積分數(shù)約為8.1%。

圖3 不同配分時間對應試驗鋼中的殘留奧氏體含量Fig.3 Retained austenite content in the test steel partitioned for different times

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

2.3 力學性能

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

圖4 不同配分時間對應的試驗鋼力學性能Fig.4 Mechanical properties of the test steel partitioned for different times

對于馬氏體相變材料而言，強度升高的本質主要源于位錯密度增加。在配分過程中，隨著配分時間的延長，位錯密度在熱作用下降低，同時殘留奧氏體含量增加，所以整體表現(xiàn)為強度降低、斷后伸長率升高[10- 11]。由于0.5 min的配分時間過短，熱作用較弱，位錯密度降低不明顯，同時殘留奧氏體含量少，所以強度較高，斷后伸長率相對較低。當配分時間延長至1和5 min之后，熱作用使得位錯密度以及殘留奧氏體含量趨于穩(wěn)定，所以試驗鋼的強度降低，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的配分時間內，隨著配分時間的延長，試驗鋼的耐蝕性能先升高后又降低。具體表現(xiàn)為配分時間為0.5 min時，材料點蝕電位約為0.2 V；當配分時間延長至1 min后，點蝕電位略升高為0.21 V；繼續(xù)延長配分時間至5 min后，點蝕電位又降低至0.16 V，如圖5所示。這是因為在配分時間為0.5～1 min時，隨著配分時間的延長，馬氏體中過飽和碳氮元素向未轉變奧氏體中擴散，使其固溶于奧氏體中，避免鉻化物產生，從而提高耐蝕性能；但當配分時間過度延長后，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，配分時間的過度延長也會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，使其點蝕電位降低，耐蝕性能變差。

圖5 不同配分時間對應的試驗鋼極化曲線Fig.5 Polarization curves of the test steel partitioned for different times

綜上所述，從材料力學、耐蝕性能以及工業(yè)生產效率的角度綜合考慮，對于1.5 mm厚試驗鋼板，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 結論

(1)低鉻鐵素體不銹鋼在進行淬火- 配分處理時，馬氏體過飽和碳氮不能在短時間內全部配分至周圍未轉變奧氏體中。隨著配分時間的延長，有相當數(shù)量的碳氮會轉變?yōu)榛衔?，從而對試驗鋼的性能產生影響。

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

(3)試驗鋼的碳氮配分速率很快。從材料力學、耐蝕性能以及工業(yè)生產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。