回火工艺参数对DP600热轧双相钢组织和性能的影响

贾 松,刘雅政,周乐育,方 圆

(北京科技大学材料科学与工程学院,北京,100083)

随着节能、环保和安全要求的日趋严格,汽车轻量化研究进展迅速。近年来,我国汽车工业的高速发展推动了高强度汽车用双相钢的研究与开发[1-2]。结合我国的轧钢和冷却设备,经济型低温卷取热轧双相钢得以批量生产并在汽车工业中广泛应用。而工业化生产中卷取温度的确定是影响低温卷取型热轧双相钢组织性能稳定性的关键。卷取温度过高会使双相钢丧失其优良的力学特性,而温度过低又会带来产品板形和卷取机负荷大、寿命降低等问题。

本文以DP600热轧双相钢为研究对象,分析了回火温度和保温时间两个工艺参数对双相钢组织与性能的影响。

1 实验材料与方法

实验材料为某钢厂生产的低温卷取型DP600热轧双相钢,其主要化学成分如表1所示。

钢卷卷取后是一个温度与时间综合作用的缓慢冷却过程,为了综合考虑回火温度与保温时间的影响,实验设计了4组不同的回火工艺参数:200℃、30min(工艺1),250℃、30min(工艺2)230℃、60 min(工艺3)和300℃、60 min(工艺4)。切取30 mm×200 mm的钢板,在箱式电阻炉中进行回火实验。回火后取出钢板,分别切取标准拉伸试样和金相试样。

表1 实验用钢的主要化学成分(w B/%)Table 1 Chem ical compositions of experimental steel

拉伸实验在CM T4105拉伸机上进行。金相试样用4%硝酸酒精侵蚀后在LeicaDMR光学显微镜下观察其金相组织。

2 结果与分析

2.1 回火工艺对材料组织的影响

不同回火工艺处理前后实验钢的金相组织如图1所示。从图1中金相组织分析结果可知,实验钢回火前的组织为细小的铁素体基体上分布着体积分数为20%的马氏体,回火后热轧双相钢基本保持原有的两相状态,但马氏体颜色有不同程度的暗化,且部分马氏体岛中部出现白亮区域,与边部组织有明显的颜色区别。这种现象在大块马氏体和高温回火组织中较明显,特别是工艺4回火后试样的组织中,大块马氏体中部分解严重,颗粒状物增加,马氏体颜色变暗,表明随着温度由200℃上升到300℃,马氏体的分解量逐渐增加,由芯部少量分解到几乎全部分解。这与冯锋[3]等观察的结果一致。此外,随着保温时间由30 m in延长到60 min,马氏体的分解量也呈增加趋势。

热轧双相钢的生产过程中要经历终轧后快冷和铁素体转变温度区间缓冷过程,铁素体相变造成原本均匀分布的C和其他一些合金元素随着铁素体相界的推进而不断地向越来越少的残余奥氏体中富集,这些残余奥氏体在室温下将转变为马氏体。

图1 不同回火工艺处理前后双相钢的金相组织Fig.1 M icrostructure of dual phase steel before and after tem pering treatment

热轧双相钢的铁素体转变时间往往较短,只有10 s左右,而这10 s又是铁素体不断转变的过程(即不断发生C与合金元素的富集过程)。尽管残余奥氏体内也不断地进行扩散以达到成分的均匀化,但扩散的溯及力有限。对于尺寸较小的岛状残余奥氏体,其成分易于均匀化,但当残余奥氏体呈大块状时,扩散的有效距离难以达到其芯部,造成了奥氏体边部与芯部明显的成分梯度。可以设想,若将残余奥氏体看作有限个成分均匀的残余奥氏体单元的组合体,每个单元的成分一致,但每个单元间成分不尽相同。

在随后的冷却过程中,淬透性高的亚稳奥氏体转变为马氏体,淬透性低的亚稳奥氏体转变为贝氏体或其他组织。即便亚稳奥氏体全部转变为马氏体,由于其成分的不一致,马氏体微观结构也不同,C含量高的亚稳奥氏体转变为孪晶马氏体,C含量低的亚稳奥氏体转变为板条马氏体,它们的稳定性也不同,因此大块马氏体往往芯部合金元素较少且稳定性较差。回火时,碳原子有了足够的扩散能力,可以进行短程和较长距离的迁移。马氏体芯部碳原子偏聚,偏聚后的“贫碳区”形成类似铁素体组织。马氏体边部为合金元素富集区,回火过程中形成的碳原子偏聚区密度远远高于马氏体芯部,碳原子偏聚的进一步产物为过渡碳化物——ε碳化物。ε碳化物的产生使马氏体内部增加了大量的相界面,宏观上表现为马氏体颜色的暗化。故马氏体边部不仅不会出现类似铁素体组织,反而颜色发暗。

愈德刚[4]关于铁基马氏体回火转变的理论认为,250℃以下碳原子的扩散将囿于马氏体点阵范畴内,调整马氏体点阵内部的碳分布,碳原子在晶体点阵内实现扩散的外在条件为时间和温度。工艺3回火后试样的回火程度较高,说明在230～250℃温度范围内,碳原子在马氏体内实现扩散的重要条件为时间。这是因为在230～250℃范围内回火时,马氏体的回火产物是相同的,延长时间比提高温度更有利于加速碳原子的扩散和促进马氏体分解,所以宏观表现为随保温时间的延长,马氏体分解量增加。

2.2 回火工艺对材料力学性能的影响

表2所示为回火前后实验钢的力学性能。由表2中可见,与工艺2和工艺1相比,工艺3和工艺4回火后试样屈服强度的上升和抗拉强度的下降都更明显,屈强比分别增大到0.74和0.76。

表2 回火前后实验钢的力学性能Table 1 Mechanical properties of tested steels under different tempering parameters

比较回火前后实验钢的抗拉强度可以发现,回火时间为60 min,即采用工艺3和工艺4处理后双相钢的抗拉强度下降较为明显。结合图1可以看出,60 min回火后试样的马氏体分解严重,马氏体作为双相钢中强化相的作用降低,导致双相钢抗拉强度降低。

图2为不同回火工艺处理后热轧双相钢的应力应变曲线。从图2中可以看出,未回火处理的热轧双相钢表现为连续屈服行为;工艺1处理后试样基本保持连续屈服现象;工艺2处理后试样出现屈服平台与下屈服点;工艺3和工艺4处理后试样出现明显的屈服平台和上下屈服点,与一般HSLA钢拉伸曲线无异。

研究[5]表明,出现连续屈服现象所需的可动位错密度要达到106～108/cm2。马氏体相变在铁素体中激活的大量可动位错是双相钢具有连续屈服行为的直接原因。200～300℃回火处理后,双相钢逐渐出现屈服现象,表明铁素体基体可动位错密度减少。

可动位错密度的减少来自两个方面,一为总位错密度的降低,从而造成可动位错的减少;二为可动位错被钉扎,大量可动位错向非可动位错转换,这种情况下总的位错密度降低不明显。热轧双相钢在300℃以下回火时,由于温度较低,位错的运动能力差,但由于初始的位错密度过高,还是会发生引起位错密度减少程度非常有限的位错间相互对消和重新排列,可动位错密度的大幅度减少还是来自于间隙溶质原子的钉扎[6-7]。

图2 不同回火工艺处理后双相钢的拉伸曲线Fig.2 Stress-strain curves of DP steel under different tempering parameters

上、下屈服点现象表明滑移开动力大而滑移进行的抗力较小。上、下屈服点的出现是间隙固溶原子聚集于位错形成柯氏气团钉扎位错引起的。位错运动要摆脱气团需要额外的功,当位错开动摆脱掉气团后便需在正常应力下运动,这是下屈服点出现的原因。

热轧双相钢中的铁素体是在铁素体转变区间空冷得到的。该铁素体中w(C)约为0.02%,即740℃下铁素体相变时平衡态αFe中C的固溶度为0.02%,而室温下铁素体中C的固溶度仅为0.008%,即室温下热轧双相钢中的铁素体为过饱和固溶体,过饱和C原子有扩散至位错形成柯氏气团的趋势。在回火过程中,温度升高使扩散变得容易且钉扎位错效果更加明显,固溶在铁素体中的碳原子越过势垒富集于位错附近钉扎位错,阻碍其运动,起到强化作用[7]。随着温度的升高和时间的延长,间隙固溶原子对位错的钉扎越来越明显,使双相钢连续屈服现象逐渐消失。αFe中Si、M n元素为代位固溶体,有一定的固溶强化作用,但其在铁素体中几乎是均匀分布的,所以位错运动仍存在。Cr为强碳化物形成元素,快冷过程中过饱和碳会以细小碳化物质点的形式沉淀,在回火过程中过饱和C通过重新分布与偏聚,也易于在位错附近析出细小的碳化物,所有这些碳化物都会造成双相钢屈服强度上升[8]。

连续屈服是双相钢的典型特征,从图2分析可以初步认定200℃为双相钢回火性能恶化的临界温度。200℃以上回火后铁素体中间隙原子被激活,可以进行短程或较长距离的迁移。随着温度的升高和时间的延长,间隙原子的扩散能力增强,对可动位错的钉扎作用也越大,屈服效应也越明显。

3 结论

(1)200～300℃范围内回火后,实验钢中马氏体的分解由芯部向边部扩展,芯部出现白亮铁素体区,马氏体边部分解导致高密度碳化物新相的析出,马氏体颜色变暗。

(2)空冷后快冷过程中铁素体中固溶的碳原子在回火时扩散钉扎可动位错是回火实验双相钢出现不连续屈服的原因。

(3)200℃为C-Si-M n-Cr-PDP600热轧双相钢性能恶化的临界回火温度。

[1] 司永涛,董瑞峰,刘哲,等.包钢CSP生产线生产540M Pa级热轧双相钢[J].钢铁,2007,42(9):63-67.

[2] 梅蓉俊,陈凌峰,梅冰.宝钢热轧汽车用钢生产现状及发展趋势[J].轧钢,2004,21(4):27-29.

[3] 冯锋,唐多光,万晓景,等.热轧双相钢回火后显微组织研究[J].材料科学与工艺,1994,2(2):19-23.

[4] 愈德刚.铁基马氏体时效——回火转变理论及其强韧性[M].上海:上海交通大学出版社,2008:13-16.

[5] 马鸣图,吴宝榕.双相钢——物理和力学冶金[M].北京:冶金工业出版社,1988:301-302.

[6] Suleyman G,A tilla T.Influenceof straining and ageing on the room temperature mechanical p roperties of dual phase steel[J].Materials and Design,2008,29:1 914-1 918.

[7] Suleyman G.Static strain ageing behaviour of dual phase steels[J].Materials Science and Engineering A,2008,486(1-2):63-71.

[8] 沈显璞,雷廷权,李大军,等.组织分布及低温回火对双相20钢拉伸性能的影响[J].金属热处理学报,1984,1(5):30-40.