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低合金高强钢以C-Mn系或Si-Mn系为基础,通过添加少量的Nb、Ti等微合金元素,利用其在钢中的固溶强化、细晶强化、析出强化效果等作为强化手段来提高钢的强度。所以,通过冶炼、退火等工艺控制Nb、Ti在钢中的作用形式,可获得不同低合金高强钢产品所需的强度水平。
鉴于汽车用低合金高强钢越来越严峻的市场形势,通过调整产品结构,合理设计产品工艺,充分提升产品的利润空间,可直接提高产品的市场竞争力。本文通过研究不同化学成分、退火温度下低合金高强钢产品组织和性能的差异,为进一步开发低成本的低合金高强钢生产工艺提供了依据。 试验材料的化学成分如表1所示,通过3炉次不同Nb、Mn含量高强钢,研究化学成分对其产品组织和性能的影响,其中1# 、2# 试样为同一炉次生产。钢坯厚度均为236mm,热轧工序采用同一工艺,热卷厚度为3.0 mm,终轧温度设定为(890±14)℃,卷取温度设定为(560±17)℃,实际热轧工艺参数如表2所示。
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冷轧产品厚度均为1.0mm,冷轧工艺参数如表3所示。1#试样、3#试样及4#试样的连退退火温度为(780±10)℃,缓冷结束温度为(680±10)℃,快冷结束温度为(480±10)℃,时效结束温度为(380±20)℃。为研究不同退火温度对产品组织性能的影响,2# 试样退火温度按(820±10)℃设定。![]()
冷轧低合金高强钢产品的力学性能主要受组织中相构成、铁素体相晶粒度、析出物数量及形态等因素的影响。对本次研究所制取试样进行力学性能检测,拉伸样采用GB/T228.1中的P6试样,方向为横向(与轧制方向垂直),试验结果如表4所示,可看出退火温度、化学成分对产品力学性能均有较大的影响。![]()
通过1# 、2# 试样的力学性能对比,可看出780℃退火温度下的1# 试样抗拉强度较820℃退火温度下的2# 试样明显偏高,两者相差40MPa,而屈服强度相差较小为6MPa,说明在不同退火温度工艺下两试样组织存在较大的差异。 通过光学显微镜观察1# 、2# 试样的金相组织,如图1所示,两者组织均为铁素体基体+少量珠光体。经过扫描电镜SEM 形貌观察,可见1# 、2# 试样的珠光体片层形貌,如图2所示。![]()
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1# 、2# 试样的晶粒度基本一致,均为11.5级,这主要是由于以固溶形式存在的Nb元素对再结晶行为具有抑制作用,使得不同退火温度下试样的再结晶晶粒尺寸相近。由霍尔佩奇公式(1)可知,1# 、2# 试样组织的细晶强化效果对其屈服强度影响无明显差别,这是不同退火温度下两者屈服强度相近的主要原因。另外,与780℃退火的1# 试样相比,在820℃退火的2# 试样金相组织中的珠光体比例明显偏低,可见较高的退火温度不利于珠光体的形成。![]()
图3为1#试样等温转变TTT热模拟曲线,1# 试样退火温度较低,能够在连续冷却过程中获得更多的珠光体组织,珠光体作为硬相组织可使其抗拉强度明显提高。![]()
式中:σs为材料的屈服强度,MPa;σ0为晶内的变形抗力,MPa;ky为晶界性质影响的阻力系数;d 为晶粒尺寸,μm。 不同退火温度下,钢中析出物NbC的数量和形态也会存在一定变化。式(2)为NbC在奥氏体中的固溶度积经验公式,由式(2)可知,随着退火温度的降低,固溶Nb含量随之减少,同时析出物NbC数量增加。另外,退火温度的降低还具有抑制析出物粗大的作用,从而使材料获得较好的析出强化效果。此外,据相关研究,钢中NbC等析出物的密度是不固定的,一般来说,钢中NbC析出物质量分数相同情况下,较小尺寸的析出物对应相对较大的体积分数,从而增强析出强化效果。![]()
式中:[Nb]为Nb在钢中的固溶量;[C]为C在钢中的固溶量;γ 为回归分析的线性相关系数,值为0.9987;T 为温度,℃。 综上,由于组织结构及析出强化效果的综合差异,导致780℃退火温度下低合金高强钢产品的抗拉强度明显偏高。 此外,不同退火温度下,产品组织中的中间位置均有一定程度的带状组织,如图4所示。其中780℃退火温度下带状组织明显较重,对带状组织进行SEM电镜线扫描分析,结果如图5所示。根据各元素分布情况,带状组织的主要元素为C元素,而其他Si、Mn等元素呈均匀分布,说明带状组织的形成主要与C元素的扩散行为有关。此外,在820 ℃退火时带状组织明显较轻,说明较高的退火温度有利于C 元素的扩散,从而有效减轻了带状组织的程度。![]()
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780℃和820℃退火试样的工程应力-应变曲线如图6所示,820℃退火的2# 试样拉伸曲线存在明显的屈服平台。屈服平台的存在与钢中的间隙原子C(点缺陷)和位错(线缺陷)构成的“柯氏气团”有关。一般而言,材料的屈服现象是通过屈服点伸长率来进行表征的,通过数据统计分析,上屈服点和下屈服点差值与对应的屈服点伸长率变化基本一致,如图7所示。![]()
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屈服点伸长率可反映出“柯氏气团”的密度,上下屈服点差值可反映出“柯氏气团”对位错钉扎作用力的大小。因检测力学性能时可直接获取上下屈服点的数值,相较于屈服点伸长率更易将屈服现象严重程度进行量化,故从统计分析的便利性出发,本研究主要通过上下屈服点差值对屈服现象进行表征。 因屈服现象的严重程度与钢中固溶的C 含量有直接关系,所以780℃和820 ℃退火试样屈服平台存在明显差异的原因分析如下:(1)780℃退火时,1# 试样金相组织中的珠光体相比例明显较高,有助于减少铁素体基体中固溶C含量,从而有效阻碍了屈服平台的形成;(2)退火温度的高低影响低合金高强钢中固溶原子含量,较高的退火温度时钢中固溶原子含量较高,在后续冷却过程中大多仍以固溶态保留在钢中,从而导致屈服平台的出现。 屈服平台的存在可使低合金高强钢在后续冲压成型时导致零件表面出现“橘皮”缺陷,如图8所示,从而影响产品的实用性。屈服平台的消除措施一般有两种:一是降低钢中铁素体基体中固溶原子C、N含量,通过添加强碳氮化合物形成元素Nb、Ti,或者通过增加钢中珠光体相比例的方式净化钢中铁素体固溶原子C、N;二是提高平整伸长率,增加预变形程度,打破“柯氏气团”,但该措施具有一定的时效性,在常温状态下,固溶原子C、N等会逐渐向位错重新聚集,使得产品再次形成屈服平台,即产生“应变时效”。![]()
通过对比1# 、3# 、4# 试样力学性能,发现3# 试样屈服强度和抗拉强度均明显偏低,屈服强度较1#试样低15MPa,抗拉强度较1# 试样低30MPa,而4# 试样屈服强度和抗拉强度则均明显偏高,屈服强度较1# 试样偏高近30MPa,抗拉强度较1# 试样偏高约40MPa。其中3# 试样还存在一定程度的屈服平台。 不同化学成分低合金高强钢的金相组织如图9所示。通过对比1# 、3# 试样可知,当Nb质量分数从0.021%降低至0.014%时,组织中铁素体晶粒度由11.5级降低至11级,即晶粒尺寸增大,使得细晶强化效果减弱,从而降低产品的屈服强度,说明Nb元素的添加对铁素体再结晶长大有抑制作用[16],当Nb含量降低时,其抑制效果减弱,从而导致产品的晶粒尺寸增大。另外,当Nb质量分数从0.021%降低至0.014%时,产品组织中珠光体比例相当,但均匀性明显变差,说明Nb含量的增加有利于低合金高强钢组织的均匀性。![]()
此外,钢中Nb含量的多少直接影响析出物的数量,当Nb含量减少导致析出物数量减少时,钢中的析出强化效果也随之降低。结合以上因素,Nb含量的降低导致了产品屈服强度和抗拉强度进一步下降。 1# 、3# 试样的工程应力-应变曲线如图10 所示。由图10可明显看出:3# 试样拉伸曲线存在明显屈服平台,而1# 试样拉伸曲线无明显屈服平台。![]()
结合化学成分和组织,这主要因为Nb元素的增加直接影响到了含铌碳化物的析出量,从而进一步降低了铁素体相中的固溶C含量,使得1# 试样拉伸曲线呈现连续屈服状态。 将1# 试样与4# 试样进行对比,当Mn元素质量分数从1.03%增加至1.27%时,组织中铁素体晶粒尺寸及珠光体相比例无明显变化,而Mn元素在钢中的作用主要是通过固溶强化效果体现,因此4#试样的屈服强度和抗拉强度均高于1# 试样。(1)较高的退火温度不利于低合金高强钢中珠光体组织的形成,同时使得铁素体中固溶C含量较高,应力-应变曲线易出现屈服平台。另外,较高的退火温度易使钢中NbC析出物粗大,导致产品强度降低。
(2)低合金高强钢中带状组织的形成主要与C元素的扩散行为有关,较高的退火温度有利于C元素的扩散,从而有效减轻了带状组织的程度。(3)当低合金高强钢中Nb质量分数从0.014%增至0.021%时,Nb在钢中细化晶粒、增加析出物数量的作用增强,从而使屈服强度和抗拉强度均呈现上升趋势。(4)低合金高强钢中Mn元素对组织结构无明显影响,主要通过固溶强化效果提高低合金高强钢的强度。免责声明：本文系网络转载，版权归原作者所有。但因转载众多，或无法确认真正原始作者，故仅标明转载来源，如标错来源，涉及作品版权问题，请与我们联系，我们将在第一时间协商版权问题或删除内容！
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