鈮微合金化對1000 MPa級QP鋼組織和性能的影響

供稿|金永盛，郭宏吉 / JIN Yong-sheng, GUO Hong-ji

內(nèi)容導(dǎo)讀

采用C-Si-Mn合金體系，在實(shí)驗(yàn)室冶煉含Nb和不含Nb兩種Q&P鋼，通過連退熱模擬機(jī)在不同配分時(shí)間下，對比Nb微合金化對1000 MPa級Q&P鋼組織和性能的影響。結(jié)果表明：含Nb的QP鋼比不含Nb的QP鋼馬氏體板條間距變小，殘余奧氏體尺寸也細(xì)小，彌散分布；隨配分時(shí)間的增加，兩種Q&P鋼的殘余奧氏體中平均碳含量相近，殘余奧氏體分?jǐn)?shù)均呈先增加后減少的趨勢，抗拉強(qiáng)度均下降；含Nb的QP鋼殘余奧氏體分?jǐn)?shù)較高，配分時(shí)間為10 s時(shí)，殘余奧氏體含量達(dá)到最大值為14.2%，強(qiáng)塑積可達(dá)到25500 MPa·%。

近年來，為降低能源消耗，節(jié)約原材料以及保護(hù)環(huán)境，第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼一直是各鋼鐵企業(yè)研發(fā)的重點(diǎn)。第三代高強(qiáng)鋼主要目的獲得強(qiáng)度和延展性的優(yōu)異組合，獲得較高的強(qiáng)塑積。在降低總重量同時(shí)保證碰撞安全性和提高車輛燃料經(jīng)濟(jì)性等新要求的驅(qū)動(dòng)下，已經(jīng)開發(fā)出能夠?qū)崿F(xiàn)所需微觀組織和性能的淬火配分(QP)鋼[1]。一般QP鋼的工藝涉及將加熱至奧氏體區(qū)并保溫適當(dāng)時(shí)間的鋼快速淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變終止溫度(Mf)溫度之間的某一淬火溫度(QT)，以便形成碳過飽和的馬氏體和未轉(zhuǎn)變的奧氏體，隨后在QT或以上溫度進(jìn)行碳配分，實(shí)現(xiàn)碳從過飽和馬氏體到奧氏體的擴(kuò)散，以保持富碳的殘余奧氏體在隨后冷卻至室溫期間穩(wěn)定[2]。QP鋼組織中的板條馬氏體和薄膜狀殘余奧氏體使得其具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。QP鋼中要避免滲碳體和過渡型碳化物的形成，因?yàn)樗鼈兊男纬蓵?huì)消耗一部分碳，使得沒有足夠的碳來穩(wěn)定奧氏體至室溫，最終將降低QP鋼的延性。因此，通過添加硅或鋁來抑制滲碳體的形成，為碳原子在配分過程中的擴(kuò)散提供條件，促進(jìn)碳的局部富集，同時(shí)避免滲碳體生成可能導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼脆化傾向。錳可以提高淬透性，并通過降低奧氏體轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)一步增加其穩(wěn)定性，錳還可以增加碳在奧氏體中的溶解度，提高奧氏體的碳富集能力。在QP鋼中添加鈮可通過晶粒細(xì)化進(jìn)一步提高強(qiáng)度及韌性，并且可以影響殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其轉(zhuǎn)變行為。到目前為止，微合金元素Nb在QP鋼中的作用尚未得到廣泛深入的研究。因此，本文旨在研究微合金元素鈮在不同配分時(shí)間下對QP鋼組織形態(tài)、性能、殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)及其碳含量的影響規(guī)律，有助于為QP鋼產(chǎn)品的質(zhì)量優(yōu)化提供理論依據(jù)。

實(shí)驗(yàn)方法

選擇C-Si-Mn成分體系作為實(shí)驗(yàn)鋼的基礎(chǔ)合金，即0.18%C-1.6%Si-1.9%Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))作為不含Nb實(shí)驗(yàn)鋼，添加0.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Nb作為含Nb實(shí)驗(yàn)鋼。兩實(shí)驗(yàn)鋼均經(jīng)真空感應(yīng)爐冶煉，鍛造后將鋼坯熱軋至最終厚度為3.8 mm，加熱溫度為1230℃，保溫時(shí)間為2h，開軋溫度為960℃，終軋溫度820℃，卷取溫度為550℃。熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋至最終厚度為1.0 mm，并加工成400 mm×100 mm的試樣，利用Vatron公司MULTIPAS模擬機(jī)進(jìn)行退火工藝模擬。為合理制定工藝參數(shù)，采用Gleeble2000熱模擬試驗(yàn)機(jī)測定實(shí)驗(yàn)鋼的臨界相變溫度，因Nb的添加并不明顯的影響完全奧氏體化溫度(Ac3)和馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)，兩實(shí)驗(yàn)鋼的Ac3溫度相近和Ms溫度相等，Ac3溫度均低于850℃，因此熱模擬工藝中的保溫溫度確定為850℃，Ms溫度均為382℃。通過約束碳平衡(CCE)模型估算的Fe-0.18%C二元合金的最佳淬火溫度均為350℃，采用一步配分工藝進(jìn)行模擬，連續(xù)退火工藝如圖1所示。

實(shí)驗(yàn)鋼通過掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織，制備拉伸試樣測量力學(xué)性能，利用X射線衍射儀測定實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。數(shù)據(jù)處理過程選擇奧氏體(111)γ，(200)γ，(220)γ和(311)γ衍射峰，馬氏體(110)α，(200)α，(211)α和(220)α衍射峰，精確測定對應(yīng)的衍射角2θ和積分強(qiáng)度I，采用直接對比法計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。使用奧氏體(220)γ峰的位置計(jì)算殘余奧氏體中的碳含量，奧殘余氏體中的碳含量通過以下公式進(jìn)行計(jì)算[3]：

式中，ao和Cγ分別是奧氏體中的晶格常數(shù)(?)和碳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析

顯微組織

圖2分別為兩種實(shí)驗(yàn)鋼在配分時(shí)間為300 s時(shí)的顯微組織。從圖2可以看出，兩實(shí)驗(yàn)鋼的晶?；境实容S狀，對于含Nb鋼，晶粒細(xì)化明顯[4]，組織均為馬氏體和殘余奧氏體，這是完全奧氏體化Q＆P鋼微觀結(jié)構(gòu)的典型特征。不含Nb鋼顯示更大的原始奧氏體晶粒尺寸和更大的馬氏體板條束，組織主要由板條馬氏體和在板條間分布的殘余奧氏體組成。含Nb鋼的馬氏體主要呈塊狀或等軸狀，部分呈板條狀，殘余奧氏體呈塊狀及膜狀分布于晶界及馬氏體板條之間，塊狀殘余奧氏體比例較不含Nb鋼高。

殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其碳含量

通過X射線衍射儀并結(jié)合公式計(jì)算出兩種實(shí)驗(yàn)鋼在不同配分時(shí)間下殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其碳含量的關(guān)系曲線如圖3所示。從圖3可以看出，兩實(shí)驗(yàn)鋼的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)隨配分時(shí)間的增加整體呈下降趨勢，殘余奧氏體中的碳含量在較短的配分時(shí)間下趨于增加，隨配分時(shí)間的增加殘余奧氏體中的碳含量呈下降趨勢，殘余奧氏體碳含量的降低是因?yàn)殡S配分時(shí)間的延長，由于過渡碳化物的形成，奧氏體分解，通過位錯(cuò)對碳的捕獲而造成。

Nb的添加對殘余奧氏體中的碳含量影響較小，整體上呈現(xiàn)出增加殘余奧氏體穩(wěn)定性的趨勢。對于含Nb鋼在不同的配分時(shí)間下均含有較高的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)，其較高的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)與原始奧氏體晶粒的細(xì)化有關(guān)，較小的原始奧氏體晶粒尺寸導(dǎo)致更細(xì)的馬氏體板條，通過減少碳需要擴(kuò)散以逃離馬氏體的有效距離來改變碳在奧氏體之間配分以及馬氏體內(nèi)的碳化物沉淀的競爭實(shí)現(xiàn)殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加。對于不含Nb鋼在配分溫度為30 s時(shí)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)出現(xiàn)最大值，這主要因?yàn)檩^大的馬氏體板條尺寸及間隙，使得碳向奧氏體中擴(kuò)散的距離增加，在10 s時(shí)未完成充分的擴(kuò)散，隨著配分時(shí)間增加到30 s，馬氏體中的碳基本完成了向奧氏體中的配分?jǐn)U散。

力學(xué)性能

經(jīng)不同配分時(shí)間處理的兩實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能如圖4所示。從圖4可以看出，在配分時(shí)間10～30 s范圍內(nèi)強(qiáng)度變化明顯，屈服強(qiáng)度呈升高趨勢，而抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢。隨配分時(shí)間的繼續(xù)延長，屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度變化不明顯，變化趨勢相近，含Nb鋼因明顯的組織細(xì)化，強(qiáng)度均高于不含Nb鋼?？沽?qiáng)度的降低主要因?yàn)殡S配分時(shí)間的延長馬氏體回火程度逐漸加劇，在配分初期抗拉強(qiáng)度較高與碳配分到奧氏體中的程度較少有關(guān)。馬氏體的回火過程中通過松弛馬氏體轉(zhuǎn)變相關(guān)的內(nèi)應(yīng)力或溶質(zhì)原子釘扎可動(dòng)位錯(cuò)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度的增加。含Nb鋼在配分時(shí)間為10 s時(shí)延伸率達(dá)到最大值，這與其在配分時(shí)間為10 s時(shí)最大體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體及相對低的穩(wěn)定性相對應(yīng)，隨配分時(shí)間的增加延伸率逐漸降低，這與先前組織及殘余奧氏體及其碳含量的變化相關(guān)，配分時(shí)間的增加，即使有相對低的碳含量能保證殘余奧氏體的相對穩(wěn)定使其在變形過程中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，但因殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低明顯，使得最終延伸率較低。在不同的配分時(shí)間下，含Nb鋼的延伸率均較高。

結(jié)論

1) 對于1000 MPa級Q&P鋼，鈮微合金化可以有效細(xì)化組織并改善不同形態(tài)相的匹配，有效提高強(qiáng)度及塑性。

2) 隨配分時(shí)間的增加，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)整體呈下降趨勢，含Nb鋼有利于碳在較短的時(shí)間內(nèi)完成配分，殘余奧氏體中碳含量相對較高，且表現(xiàn)出較高體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體。

3) 隨配分時(shí)間的增加，屈服強(qiáng)度整體呈上升趨勢，而抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢，延伸率整體呈先下降趨，在配分時(shí)間為10 s時(shí)，含Nb鋼殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高，同時(shí)對應(yīng)了最高的延伸率，強(qiáng)塑積達(dá)到最大值為25592 MPa·%。