基于淬火回火的熱鍍鋅工藝對(duì)1000 MPa級(jí)雙相鋼組織性能的影響

供稿|王亞?wèn)|，楊天一，韓丹，王亞芬，陳虹宇 / WANG Ya-dong, YANG Tian-yi, HAN Dan, WANG Ya-fen,CHEN Hong-yu

內(nèi)容導(dǎo)讀

設(shè)計(jì)C-Si-Mn合金系并添加微合金元素Nb開(kāi)發(fā)1000 MPa級(jí)鍍鋅雙相鋼，通過(guò)熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)研究實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)淬火回火的熱鍍鋅工藝對(duì)組織性能的影響。結(jié)果表明：顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，鐵素體晶粒尺寸約為2～4 μm；隨淬火溫度的升高，實(shí)驗(yàn)材料的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，延伸率升高；在較高溫度淬火回火后，組織中部分馬氏體板條界面模糊；實(shí)驗(yàn)材料斷裂韌窩平均尺寸較小，呈韌性斷裂機(jī)制，宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂。實(shí)驗(yàn)材料在380 °C淬火并回火處理后，抗拉強(qiáng)度和延伸率實(shí)現(xiàn)良好匹配，為1000 MPa級(jí)鍍鋅雙相鋼退火工藝提供實(shí)際指導(dǎo)。

汽車(chē)工業(yè)中減輕車(chē)身重量可以大大減少能耗和碳排放，在節(jié)能和環(huán)保的大背景下，為實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化和提高汽車(chē)安全性，利用具有較高減重潛力和碰撞吸收能等優(yōu)勢(shì)的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼取代傳統(tǒng)汽車(chē)用鋼已成為必然趨勢(shì)。先進(jìn)高強(qiáng)鋼具有高強(qiáng)度、良好的可成形性和優(yōu)異的抗碰撞性能，已經(jīng)在汽車(chē)制造中廣泛應(yīng)用，是最具前景的汽車(chē)結(jié)構(gòu)材料[1]，以包含軟相鐵素體和硬相馬氏體的雙相鋼是最典型的先進(jìn)高強(qiáng)鋼，其較高的加工硬化率對(duì)成形以及汽車(chē)在碰撞過(guò)程中可能出現(xiàn)的撞擊區(qū)穩(wěn)定性至關(guān)重要?，F(xiàn)代汽車(chē)的制造理念對(duì)于冷軋高強(qiáng)鋼提出耐蝕性、優(yōu)良的延展性、成形性等不同需求[2]。熱鍍鋅雙相鋼兼?zhèn)涓邚?qiáng)度、高塑性和良好的耐蝕性能，是最具潛力的汽車(chē)用鋼之一，其合理化應(yīng)用對(duì)實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化及提高安全性具有重要意義[3]。雙相鋼的組織性能由生產(chǎn)工藝所決定，包括化學(xué)成分設(shè)計(jì)、煉鋼、熱軋、冷軋和熱鍍鋅退火工藝，生產(chǎn)高質(zhì)量的熱鍍鋅雙相鋼，就必須了解各個(gè)工藝階段對(duì)其顯微組織演變的影響，尤其是熱鍍鋅退火工藝[4-6]。本文以工業(yè)生產(chǎn)的1000 MPa級(jí)熱鍍鋅雙相鋼冷硬板在連退熱模擬機(jī)上經(jīng)不同溫度淬火并回火處理的退火板為研究對(duì)象，重點(diǎn)分析基于淬火回火的熱鍍鋅工藝對(duì)其組織性能的影響規(guī)律，為工業(yè)化生產(chǎn)工藝的優(yōu)化提供必要的參考。

實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料成分設(shè)計(jì)采用低C-Si-Mn體系，適量添加微合金元素。成分設(shè)計(jì)中添加Cr、Mo用于提高實(shí)驗(yàn)材料的淬透性，元素Mo在鍍鋅工藝中相比Si和Mn更具優(yōu)勢(shì)，其不會(huì)導(dǎo)致鍍鋅工藝中鋼板表面與熔融鋅液潤(rùn)濕性的劣化[7]。Mo通常與微合金元素一起添加，本實(shí)驗(yàn)材料中在成分設(shè)計(jì)上選擇添加Nb，以提高析出相的體積分?jǐn)?shù)，細(xì)化析出相的尺寸并提高其熱穩(wěn)定性[8]，有利于組織性能的調(diào)控。實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)轉(zhuǎn)爐冶煉并連鑄成板坯，板坯經(jīng)熱軋、酸洗最后冷軋為1.2 mm厚的冷硬板。其中，熱軋工藝為：加熱溫度1240 ℃，終軋溫度870 ℃，卷取溫度640 ℃，熱軋板厚度為2.8 mm；酸洗工藝為：酸洗溫度為75～85 ℃，酸洗速度90～110 m/min。實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表 1 實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

實(shí)驗(yàn)方法

沿軋向取尺寸為450 mm×150 mm冷硬板利用連續(xù)退火熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行不同溫度淬火并回火的熱處理實(shí)驗(yàn)。退火工藝為以5 ℃/s加熱到810 ℃保溫260 s后以12 ℃/s的緩慢冷卻速度冷卻到710 ℃，之后再以40 ℃/s的快冷速度分別淬火至360、380、400和420 ℃，然后經(jīng)45 s加熱到460 ℃模擬熱鍍鋅，最后以15 ℃/s的冷速空冷至室溫，熱鍍鋅退火工藝曲線見(jiàn)圖1。將模擬鍍鋅退火后的試樣制作成電鏡試樣，在掃描電鏡下觀察顯微組織。將退火后的試樣加工成50 mm標(biāo)距的拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，并在掃描電鏡下觀察拉伸斷口形貌。將斷口沿中軸線剖開(kāi)，在掃描電鏡下觀察斷口附近的顯微組織。

圖 1 熱鍍鋅退火工藝

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

組織檢驗(yàn)

圖2為實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)不同淬火溫度處理后的掃描電鏡照片。實(shí)驗(yàn)材料成分設(shè)計(jì)中因添加了Nb，從圖2可以看出，鐵素體的晶粒細(xì)小尺寸約為2～4 μm，顯微組織均為以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，鐵素體基體在軋制方向上伸長(zhǎng)并且沿著馬氏體島彎曲，馬氏體島也在軋制方向上變形和伸長(zhǎng)。隨淬火溫度的升高，馬氏體體積分?jǐn)?shù)呈降低趨勢(shì)，同時(shí)在較高的淬火溫度下，組織中部分馬氏體回火傾向明顯，板條界面開(kāi)始模糊并出現(xiàn)合并，可能會(huì)伴有碳化物析出。

通過(guò)冷軋和臨界退火對(duì)雙相鋼晶粒的細(xì)化將受到初始組織的影響[9]，實(shí)驗(yàn)材料在成分設(shè)計(jì)中添加較高含量的Nb，通過(guò)沉淀和析出第二相來(lái)細(xì)化原始組織，因此最終顯微組織中鐵素體平均晶粒尺寸細(xì)小，同時(shí)Nb的添加也有利于馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加，因?yàn)榫Я＜?xì)化會(huì)增強(qiáng)相變動(dòng)力學(xué)[10-11]，這是由于納米級(jí)碳化物沉淀阻礙位錯(cuò)的恢復(fù)，從而導(dǎo)致鐵素體中位錯(cuò)密度相對(duì)較高，高密度位錯(cuò)可為奧氏體提供了更多的形核點(diǎn)，從而導(dǎo)致了更高的奧氏體含量，同時(shí)，晶粒細(xì)化增大了作為奧氏體形核位置的晶界面積，對(duì)于1000 MPa鍍鋅雙相鋼通過(guò)添加Nb可以在熱鍍鋅退火工藝易于得到所需體積分?jǐn)?shù)的馬氏體，便于工業(yè)生產(chǎn)中的工藝調(diào)控。微合金元素Nb還可以通過(guò)沉淀或溶質(zhì)拖拽阻礙位錯(cuò)移動(dòng)和晶界的遷移，從而推遲靜態(tài)再結(jié)晶和抑制晶粒長(zhǎng)大[12-13]，因此實(shí)驗(yàn)材料在冷軋工序中通過(guò)盡量提高冷軋壓下率以形成高密度的位錯(cuò)，進(jìn)而為隨后臨界退火時(shí)進(jìn)行的再結(jié)晶和相變提供更大激活能。同時(shí)微合金元素Nb通過(guò)其強(qiáng)烈阻礙再結(jié)晶的作用，也有助于抑制馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶，提高馬氏體的回火穩(wěn)定性，從不同淬火溫度并回火處理下的顯微組織也可以看出，僅在最高的淬火溫度為420 ℃時(shí)，馬氏體才出現(xiàn)較為明顯的回火傾向。

圖 2 不同淬火溫度的掃描電鏡照片：(a)360 °C；(b)380 °C；(c)400 °C；(d)420 °C

性能檢驗(yàn)

圖3為實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)不同淬火溫度并回火處理的力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果。從圖3可以看出，隨淬火溫度的升高抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降趨勢(shì)，而屈服強(qiáng)度和延伸率則呈逐漸升高趨勢(shì)。由組織分析可知，隨淬火溫度的升高馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低，因此抗拉強(qiáng)度降低，同時(shí)由于較高淬火溫度時(shí)鐵素體體積分?jǐn)?shù)較高，組織中部分馬氏體回火，使得兩相協(xié)調(diào)變形能力升高，延伸率整體呈上升趨勢(shì)。

圖 3 力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果

雙相鋼的兩相在拉伸變形過(guò)程中一般經(jīng)歷三個(gè)階段：初始鐵素體塑性變形，而馬氏體彈性變形階段；受馬氏體約束的鐵素體變形，部分馬氏體塑性變形而其他仍發(fā)生彈性變形階段；鐵素體馬氏體共同塑性變形階段。本實(shí)驗(yàn)材料滿(mǎn)足性能所需的馬氏體體積分?jǐn)?shù)較高，第一階段被第二階段代替，加工硬化表現(xiàn)為2個(gè)階段[14]。成分設(shè)計(jì)中通過(guò)添加Nb降低平均晶粒尺寸來(lái)提高抗拉強(qiáng)度，同時(shí)晶界和兩相界面增加了位錯(cuò)源的數(shù)量，導(dǎo)致位錯(cuò)密度迅速增加從而產(chǎn)生強(qiáng)化。在汽車(chē)工業(yè)中，吸收能量的能力是影響車(chē)輛抗碰撞性能的重要因素，可以通過(guò)強(qiáng)度和延伸率匹配即強(qiáng)塑積來(lái)衡量。通過(guò)組織性能分析表明，實(shí)驗(yàn)材料在380 ℃淬火并回火處理具有良好的強(qiáng)度和延伸率匹配。

拉伸斷裂機(jī)制

實(shí)驗(yàn)材料在380 ℃時(shí)拉伸斷口表面及剖面的顯微照片如圖4所示。從圖4(a)可以看出斷口表面主要由韌窩組成，雙相鋼拉伸斷裂過(guò)程中的微孔成核與馬氏體自身斷裂有關(guān)，晶粒尺寸越細(xì)，微孔形成的位置越多。圖4(b)為斷口附近的組織形貌，斷口位置近端，馬氏體參與后期的協(xié)調(diào)變形明顯被拉長(zhǎng)，部分馬氏體自身斷裂，裂紋擴(kuò)展至馬氏體與鐵素體之間界面，逐漸剝離最后形成空洞，斷口位置遠(yuǎn)端空洞數(shù)量變少、馬氏體變形及斷裂程度降低。

圖 4 拉伸斷口表面及剖面顯微照片

結(jié)束語(yǔ)

(1)顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，隨淬火溫度的升高，實(shí)驗(yàn)材料的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，延伸率升高；

(2)實(shí)驗(yàn)材料呈韌性斷裂機(jī)制，韌窩平均尺寸較小，宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂；

(3)通過(guò)淬火回火工藝，實(shí)驗(yàn)材料在淬火溫度為380 ℃時(shí)，力學(xué)性能良好，獲得優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度和延伸率匹配。