吉帕级复相钢中贝氏体微观形态的精细调控及其对复相钢力学性能的影响

张瀚龙,张玉龙,,金鑫焱

(1.宝山钢铁股份有限公司中央研究院,上海 201999; 2.汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室,上海 201999)

1 概述

节能减排与轻量化概念催生了“吉帕级”超高强钢在汽车结构件上的广泛应用(即抗拉强度≥1 000 MPa,或≥1 GPa),而随着以辊压为代表的低成本柔性成形技术的推广和汽车零部件结构设计的日益优化,汽车工业对超高强钢性能的要求,也从单纯的高强塑积(强度与延伸率的乘积),发展到高强度及高“综合成形性能”(延伸率、扩孔率和冷弯性能),因此,汽车结构件选材也越发看重扩孔翻边性能。例如,某些用户对吉帕级汽车座椅用钢提出扩孔率≥50%要求,或180°弯曲r/t≤2.0的要求,对吉帕级白车身用钢提出扩孔率≥45%的要求等。因此,具有良好扩孔翻边性能的贝氏体组织,及以贝氏体组织为主的复相钢或多相钢,日益受到市场的重视[1]。

钢材的性能直接取决于其微观组织形貌,在传统的高强钢研发设计中,主要通过改变组织中各相的组成及其比例来调整产品性能,如通过调节铁素体/马氏体比例来改变DP、MS钢强度与延伸率,或通过引入亚稳奥氏体并调节其比例来设计TRIP、QP钢等,而较少去关注或改变组织中每种相的微观形态。但是,在复相钢的研发设计中,除需关注组织中各相组成及比例外,更应该关注贝氏体相的微观形态的变化,其原因有如下三点:①在复相钢,尤其是吉帕级复相钢中,贝氏体组织占大多数比例(部分吉帕级复相钢的贝氏体相占比90%以上);②贝氏体存在多种微观形态,除传统的上/下贝氏体亚形态外,还包含等轴状、粒状、针/羽状等多种微观形态,如图1所示[2];③不同的贝氏体的微观形态对复相钢的力学性能存在较大影响。因此,为获得性能优异的吉帕级复相钢产品,需精准调控复相钢中的贝氏体微观形态。

图1 高强钢中常见的贝氏体微观形态

因此,本文在对常规生产的吉帕级复相钢的成分、工艺、组织与性能的分析基础之上,进一步开展了对奥氏体等温转变退火工艺的研究,旨在精准调控贝氏体相的微观形态,进而精确设计吉帕级复相钢的力学性能特性,以满足其能适应更多的产品的设计与服役要求。

2 试验用钢与试验方法

本文研究的吉帕级复相钢成分体系以C、Si、Mn为主,通过添加Cr、Mo扩大贝氏体相区,并加入Nb、Ti、V等微合金以细化晶粒和引入碳化物析出,成分如表1所示。根据此成分利用JMatPro 9.0软件计算出该复相钢的TTT曲线,如图2所示。从TTT曲线可以看出,该复相钢铁素体及珠光体相区显著右移,而贝氏体相区明显扩大,因此有利于研究退火时等温转变工艺的精细调控对贝氏体微观结构及形态的影响。

图2 本文研究的吉帕级复相钢的TTT曲线

表1 本文研究的吉帕级复相钢成分

为提高贝氏体相变速率,减少工艺波动对贝氏体相变稳定性的影响,奥氏体等温转变温度通常选择在TTT曲线的贝氏体鼻温位置,记为Bn。在本文中,为避免其他组织,如珠光体、铁素体等对贝氏体微观形态分析及复相钢力学性能的影响,退火工艺采用在奥氏体相区等温保温后快冷至贝氏体鼻温处不同的温度区间开展等温保温,温度范围控制为±10 K。

所制备的复相钢沿轧向制备50 mm标距的拉伸试样以检测拉伸性能,制备尺寸为150 mm×150 mm的带冲孔料片以检测扩孔性能,并对每种力学性能各检测30组平行样品,计算各力学性能指标的平均值、中位数、标准差等统计数据,用以分析力学性能稳定性。组织分析采用沿轧向制备截面金相样品,并用4%硝酸酒精腐蚀以观察其金相组织,并进一步利用扫描电镜分析微观组织形貌。

3 奥氏体等温转变精细调控及其对复相钢组织性能的影响

3.1 鼻温处奥氏体等温转变得到的复相钢的组织与性能

本文首先研究奥氏体等温转变温度在略低于Bn的复相钢的组织与性能,这也是传统的贝氏体相变常采用的奥氏体等温转变温度,主要优点是等温转变速率最快,相变时间最短。退火曲线如图3所示,对该工艺下制得的复相钢记为CP0。

图3 CP0的退火曲线

表2为吉帕级复相钢CP0典型的力学性能及统计数据,可以发现其性能具有典型的复相钢的性能特点,即具有较高的屈强比和扩孔率,但延伸率较低。值得注意的是,CP0的屈服强度的标准差较大,扩孔率波动范围也较大,这与其奥氏体等温转变±10 K的控制精度存在矛盾。根据CP0的TTT曲线,该成分下的贝氏体相区较大,在贝氏体鼻温附近±10 K的温度控制本不应产生如此大的性能波动,因此需要仔细分析CP0的微观组织形貌。

表2 复相钢CP0的力学性能统计

图4(a)是CP0典型的金相组织照片,可以看出CP0基本为贝氏体组织,但仔细分辨贝氏体的亚形态,却发现存在两种不同的贝氏体精细结构。经扫描电镜进一步分析(如图4(b)所示),发现一种贝氏体呈多边形的块状形态,另一种贝氏体则呈现板条状形态,且周围伴有细小的碳化物析出。

图4 CP0的微观组织分析

根据前人研究中对贝氏体亚形态的分析[1],可以判断第二种呈现板条状形态且周围伴有细小的碳化物析出的贝氏体是典型的下贝氏体,该贝氏体的形成温度较低;而第一种呈大块的多边形形态的贝氏体则鲜有报道,仔细观察其高放大倍数下的微观结构及形貌(见图5),发现其内部结构已经呈现出一定形态的分解/分离,呈现出颗粒状的碳化物析出、细小板条状的贝氏体及铁素体形态,因此从组织形貌上分析,这种块状贝氏体应该属于退化态贝氏体(degenerate bainite[1]),推测其形成温度高于下贝氏体形成温度。因此初步判断现有的在贝氏体鼻温处进行奥氏体等温保温的温度区间可能恰好处于这两种形态不同的贝氏体形成区间的交集,因此导致CP0组织中两种不同形态贝氏体混杂形成,造成组织中两种不同形态的贝氏体含量的波动,并最终导致CP0力学性能的大幅波动。

图5 块状形态贝氏体的高倍SEM照片

3.2 奥氏体等温转变优化控制与贝氏体微观形态的精细分离

根据上述分析,为改善CP0力学性能的稳定性,需要将原设计的在贝氏体鼻温处发生奥氏体等温转变的退火工艺优化,有针对性地分离出适合上述两种不同形态的贝氏体单独形成的退火工艺路径。因此,优化方案采用将原有的退火工艺一分为二:第一种是在原奥氏体等温转变温度的基础上再降低45～50 K,但仍控制在Ms点以上,以期望组织中只生成板条状贝氏体,而不含块状贝氏体,将该工艺下得到的复相钢记为CP1;第二种是在原奥氏体等温转变温度基础上提高25～30 K,并避开珠光体转变区域,以期望组织中只含有块状贝氏体,而不含板条状贝氏体,将该工艺下得到的复相钢记为CP2。两组退火工艺如图6、7所示。

图6 优化后的CP1退火工艺

两种退火工艺得到的复相钢力学性能如表3所示,可以看出两种复相钢力学性能存在明显差异,但又彼此互补。其中CP1的屈服强度、屈强比和扩孔率都更高,但断裂延伸率更低;CP2的屈服强度、屈强比和扩孔率更低,但具有更高的断裂延伸率。而无论是哪种工艺得到的复相钢,其屈服强度与扩孔率的标准差都明显下降,表明在实现工艺优化分离后,两种复相钢的性能稳定性都较原工艺下的复相钢有了显著提升。

图7 优化后的CP2退火工艺

表3 具有不同贝氏体亚形态的吉帕级复相钢典型性能

图8为CP1和CP2的金相组织的扫描电镜照片,从图中可以看出,两种复相钢的贝氏体形态基本实现了彼此分离,其中CP1组织基本为板条状贝氏体,而CP2组织也以块状贝氏体为主,但是在大块的块状贝氏体之间有微量的碳化物形成。结合两种复相钢的力学性能特点,可以推测出这两种形态的贝氏体对复相钢的力学性能有截然不同的影响,并因此导致了两种复相钢明显不同的力学性能特点。而传统的在贝氏体鼻温处等温转变的退火工艺由于未能将这两种不同形态的贝氏体彼此分离,反而造成两种微观形态混杂生成,最终导致该工艺制备的复相钢的力学性能的较大波动。通过对奥氏体等温转变工艺的优化,不仅实现了两种形态的贝氏体的精细分离,更形成了两种性能明显不同但又彼此互补的复相钢产品,两种复相钢的力学性能均匀性也较传统工艺大幅提升。

图8 CP1和CP2微观组织的SEM照片

4 分析讨论

贝氏体转变属于中温扩散型相变,相变热力学和动力学较为复杂,在不同的温度区间会生成不同形态的贝氏体:如在传统的C-Mn钢中,就存在高温区和低温区转变生成的上贝氏体和下贝氏体,且这两种形态结构不同的贝氏体对钢材的力学性能存在截然不同的影响。对于超高强复相钢,由于合金元素含量较高,且根据需求常添加Cr、Mo等元素以进一步扩大贝氏体相区,或添加Si、Al等元素抑制碳化物生长而形成无碳贝氏体,故贝氏体的形态种类更加多样[3],对钢材性能的影响也更加复杂。

对本文研究的吉帕级复相钢产品,当退火工艺选择在传统的贝氏体鼻温处发生奥氏体等温转变时,最终组织中会含有两种不同微观形态的贝氏体,即板条状贝氏体和块状贝氏体。由于组织中两种不同微观形态贝氏体的混杂形成,导致了复相钢力学性能的波动,尤其是屈服强度和扩孔率的波动。因此,为了提高复相钢的力学性能稳定性,需要将两种不同微观形态的贝氏体彼此分离,实现对贝氏体组织形态的精细调控。通过将原退火工艺一分为二,实现了将不同形态的贝氏体彼此分离。在CP1中,通过将奥氏体等温转变温度调低45～50 K,但仍高于Ms点温度,从而使钢中微观组织只含有板条状贝氏体,由于其组织中基本只含有这一种组织,所以屈强比高,但是由于板条状贝氏体硬度大,且组织中没有其他较软的相,因此断裂延伸率较低,但也正因为组织单一、均匀,也不存在局部微观区域的组织及强度、硬度差异,因此扩孔率极高,并最终得到延伸率较低但高屈服强度、高屈强比、高扩孔率的复相钢;而在CP2中,则是通过提高奥氏体等温转变温度来促进块状贝氏体生成、抑制板条状贝氏体转变,但由于需要避开珠光体相区,因此只能调高奥氏体等温转变温度25～30 K,使钢中形成以块状贝氏体为主、兼有少量碳化物析出的组织,根据之前分析,块状贝氏体是一种退化态的贝氏体,其内部的微观结构,是由板条状贝氏体、碳化物和铁素体混杂而成,这种形态的组织,一方面由于内部软相、硬相之间较大的强度和硬度差异而导致扩孔率较低,另一方面却因为存在微量的软相而使屈服强度下降且塑性提升,最终使该复相钢断裂延伸率较高,但屈服强度、屈强比和扩孔率均较低。

由于两种微观形态迥异的贝氏体对复相钢性能的影响虽互不相同,但又互相弥补,因此可以根据用户需求,有针对性地精细调控、设计贝氏体的微观形态,以实现复相钢性能的细分与差异化需求,实现复相钢性能的“扬长补短”。众所周知,复相钢的成形优势在于优异的扩孔翻边性能[4-5],若制造对扩孔翻边有极高需求的产品,如座椅滑轨、底盘拖曳臂等,可调控其组织形成单一均匀的板条状贝氏体,来进一步增强复相钢的扩孔翻边性能,如本文中设计的CP1。另一方面,传统复相钢的一大短板是延伸率较低,较难满足零件较高的拉延成形需求,因此,对于有较高拉延成形需求的复相钢,可调控其组织中形成块状贝氏体来得到的高延伸率的复相钢产品,如本文中设计的CP2。

5 结论

本文以吉帕级超高强复相钢为研究对象,发现了奥氏体等温转变形成贝氏体的过程中,两种贝氏体微观形态的差异及其对吉帕级复相钢性能几乎相反的影响,分别为:

(1)在相对较低的等温转变中形成,并有利扩孔翻边而劣化拉延的板条状贝氏体;

(2)在相对较高的等温转变中形成,并有利拉延而劣化扩孔翻边的块状贝氏体。

两种不同形态的贝氏体在贝氏体鼻温附近存在形成区域的交集温度区间,若在此温度区间发生贝氏体转变,则会形成两种微观形态混杂共存的贝氏体组织,虽然复相钢的强度达到了吉帕级水平,也具有一定的拉延和扩孔翻边成形能力,但力学性能波动较大。通过对奥氏体等温转变的精细调控,可以实现上述两种微观形态的贝氏体的彼此分离,使复相钢组织进一步纯净化,并最终得到两种力学性能互不相同,但又互相弥补的吉帕级复相钢产品,实现复相钢性能的“扬长”与“补短”:“扬长”即调控板条状贝氏体集中形成,得到高扩孔翻边性能复相钢,“补短”即调控块状贝氏体集中形成,得到更高延性的复相钢;从而可以满足汽车轻量化理念下不同汽车结构件产品对吉帕级复相钢性能的差异化需求。