回火溫度對1 000 MPa級超高強鋼的組織與力學性能的影響

王海波，王承劍，胡學文，彭 歡，石東亞

（馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術中心,安徽馬鞍山 243003）

引言

隨著超限超載治理以及節(jié)能減排等政策的全面實施，輕量化已成為商用車發(fā)展的必然趨勢[1-2]。高強鋼作為輕量化最有效、最直接的手段，商用車對高強鋼的需求量呈逐年增加趨勢。研究表明，當汽車整車質(zhì)量每降低10%可以節(jié)約6%～8%燃油。此外，隨著工程機械設備向大型化、輕量化發(fā)展，工程機械行業(yè)對高強鋼的需求也越來越迫切[3-6]。

目前國內(nèi)外可實現(xiàn)穩(wěn)定供貨熱軋TMCP 工藝生產(chǎn)的低合金高強鋼板材最高強度僅為900 MPa。1 000 MPa 及以上強度級別熱軋超高強鋼往往通過熱軋+調(diào)質(zhì)熱處理工藝實現(xiàn)的[7-10]。該類產(chǎn)品存在合金成本較高、焊接裂紋敏感性大、工藝流程長、產(chǎn)品成材率低、組織內(nèi)應力極大，產(chǎn)品冷彎成形性能受限，制約其應用范圍。

采用低碳當量低成本成分設計，結(jié)合相匹配的熱軋TMCP 工藝，在高性能、易成形、綠色化等諸方面優(yōu)勢更加明顯。相關研究表明，卷取溫度的確定是熱軋TMCP 工藝穩(wěn)定生產(chǎn)的低合金高強鋼的關鍵。本文以新一代免熱處理熱軋超高強鋼（抗拉強度≥1 000 MPa）為研究對象，探討了回火溫度對熱軋超高強鋼力學性能、組織和微觀結(jié)構(gòu)的影響，目的在于為工業(yè)批量生產(chǎn)超高強鋼的力學性能穩(wěn)定控制提供理論參考。

1 試驗材料及方法

試驗材料為熱軋TMCP 工藝生產(chǎn)的低合金高強鋼（抗拉強度≥1 000 MPa），其主要化學成分如表1所示。盡可能模擬工業(yè)化生產(chǎn)中鋼卷實際溫降過程，將試驗用鋼分別加熱至要求的溫度（150 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃和500 ℃）保溫2 h，爐冷至室溫?；鼗鸷笤囼炰摪凑諊鴺艘筮M行拉伸試驗。采用金相顯微鏡（OM）、掃描電鏡（SEM）進行顯微組織分析觀察，研究回火溫度對1 000 MPa 級超高強鋼的組織和力學性能的影響。

表1 試驗鋼化學成分 %

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 回火溫度對熱軋超高強鋼顯微組織的影響

圖1 是試驗鋼原始組織和分別在150 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃以及500 ℃溫度下保溫2 h 回火后采用4% 硝酸酒精浸蝕的金相組織照片。從圖1 可以看出，試驗鋼原始組織為鐵素體+馬氏體的雙相組織，經(jīng)過不同回火工藝后試樣鋼金相組織未發(fā)生明顯變化仍然為鐵素體+馬氏體的雙相組織，鐵素體和馬氏體的分布沒有明顯的差別。

圖1 不同回火工藝試驗鋼金相組織

針對上述回火金相組織，采用掃描電鏡對熱軋超高強鋼組織微觀結(jié)構(gòu)及分布狀態(tài)進行觀察，結(jié)果如圖2 所示。圖2a 為原始熱軋態(tài)試驗鋼組織，鐵素體/馬氏體界面清晰，馬氏體呈現(xiàn)板條狀。圖2b～i為回火后試驗鋼微觀組織，馬氏體是一種穩(wěn)定性較差的組織，在回火過程溫度提供的原子擴散能驅(qū)動C原子進行擴散，使得馬氏體/鐵素體界面成為碳原子偏聚區(qū)，界面微觀上呈現(xiàn)高亮白色。此外，試驗鋼經(jīng)過回火后，馬氏體組織內(nèi)部開始出現(xiàn)少量呈細小的條帶狀的碳化物析出相（圖2b），并且條帶狀碳化物析出相含量隨著回火溫度的升高而增加并發(fā)生球化，從而演變成顆粒狀[13]，如圖2i所示。450 ℃回火試驗鋼馬氏體組織內(nèi)部出現(xiàn)大量的顆粒狀碳化物析出相。隨著回火溫度的升高，碳化物析出相的產(chǎn)生增多使馬氏體組織內(nèi)部增加了大量的相界面，微觀上馬氏體組織內(nèi)部呈現(xiàn)出大量高亮白色的小顆粒，如圖2h所示。

圖2 不同回火工藝試驗鋼SEM組織

2.2 回火溫度對熱軋超高強鋼性能的影響

圖3為原始態(tài)和不同回火溫度條件下試驗鋼的拉伸曲線。150 ℃回火溫度條件下的試驗鋼與原始熱軋態(tài)超高強鋼的拉伸曲線一致，均表現(xiàn)出典型的連續(xù)屈服特征，這說明150 ℃回火對熱軋超高強鋼的力學性能無明顯影響，這主要是由于150 ℃回火情況下，試驗鋼的顯微組織及微觀結(jié)構(gòu)無明顯區(qū)別。當回火溫度達到200 ℃時，其連續(xù)屈服特征消失并出現(xiàn)明顯的屈服平臺，屈服強度由671 MPa 提高794 MPa，抗拉強度出現(xiàn)略微下降有1 085 MPa下降至1 071 MPa。分析認為超高強鋼熱軋過程中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織體積將膨脹2%～4%，軟相鐵素體必然發(fā)生變形使得組織內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯[14]，此外由于試驗鋼采用低溫卷曲工藝，使得鐵素體內(nèi)部C、N 等間隙原子擴散驅(qū)動力不足，間隙原子來不及擴散到位錯，因而鐵素體組織內(nèi)部存在大量的可動位錯，所以宏觀拉伸過程試驗中熱軋態(tài)試驗鋼出現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象。當回火溫度達到200 ℃時，滿足C、N 等間隙原子擴散所需要的動力，間隙原子向位錯處擴散起到位錯釘扎作用，阻礙位錯移動，導致試驗鋼連續(xù)屈服特征消失。隨著回火溫度的升高，溫度所能提供的擴散驅(qū)動力進一步升高、鐵素體組織內(nèi)部可動位錯含量下降，宏觀上試驗鋼的屈服平臺愈加明顯。

圖3 不同回火工藝試驗鋼拉伸曲線

圖4 不同回火工藝試驗鋼力學性能趨勢

圖4為不同回火溫度試驗鋼的力學性能?？梢钥闯鲈?50～500 ℃的回火溫度范圍內(nèi)，試驗鋼抗拉強度隨著回火溫度的提高而降低，屈服強度先升高后降低，350 ℃處于臨界狀態(tài)。150～350 ℃回火溫度范圍內(nèi)，回火溫度對抗拉強度的影響較小，屈服強度和屈強比呈現(xiàn)單調(diào)上升趨勢，試驗鋼屈服強度由671 MPa 上升至882 MPa、屈強比有0.62 上升至0.85，350 ℃達到峰值。350～500 ℃回火溫度范圍內(nèi)，抗拉強度和屈服強度出現(xiàn)陡然下降，抗拉強度由1 043 MPa 下降至831 MPa、屈服強度由882 MPa下降至713 MPa，屈強比未出現(xiàn)明顯變化。相關研究表明，隨著回火溫度的上升，鐵素體內(nèi)部可動位錯逐漸減少且C、N 等間隙原子向位錯處擴散富集阻礙位錯移動，所以在350 ℃回火溫度前，試驗鋼的屈服強度呈線性增加；此外，隨著回火溫度的進一步升高，驅(qū)動力上升有利于馬氏體組織的晶格畸變減小、馬氏體分解加劇、碳化物析出相的聚集球化和長大，同時馬氏體發(fā)生軟化，兩者協(xié)同作用使得試驗鋼的力學性能出現(xiàn)延伸率上升、抗拉和屈服強度下降現(xiàn)象。

3 結(jié)論

（1）150～500 ℃的回火溫度范圍內(nèi)，隨著回火溫度的提高，試驗鋼屈強比逐漸升高、抗拉強度逐漸降低，屈服強度先升高后降低?；鼗饻囟却笥?50 ℃，試驗鋼的力學性能發(fā)生顯著變化，其連續(xù)屈服特征消失并出現(xiàn)明顯的屈服平臺。

（2）350 ℃為該試驗鋼臨界回火溫度，在保證抗拉強度情況下回火顯著，試驗鋼屈服強度由671 MPa上升至882 MPa、屈強比由0.62上升至0.85。

（3）試驗鋼經(jīng)過回火后，馬氏體內(nèi)開始出現(xiàn)少量的條帶狀碳化物析出相，條帶狀碳化物析出相含量隨著回火溫度的升高而增加并發(fā)生球化，從而演變成顆粒狀。