随着大型工业板带连续退火装备技术的发展, 有关快速退火工艺技术的研究成为热点。快速热处理是指将带钢在短时间内以极高的升温速率加热至退火温度, 保温短时间或不保温即快速冷却至室温, 以获得高强度、高塑性应变比等优良综合性能的工艺^{[1, 2]}。一般情况下, 整个快速热处理过程控制在几秒至几十秒。与传统罩式退火、连续退火工艺相比, 快速热处理具有高生产效率、优良产品性能、低成本等优点, 还能避免带钢飘曲、跑偏、表面划伤等问题的发生^[3-5]。

近年来, 许多学者用电阻加热、电磁感应加热等方法, 研究了快速加热条件下低碳钢或超低碳钢的再结晶与相变规律^[6-10]。结果表明, 快速加热明显推迟再结晶的发生, 导致大量位错、空位等缺陷保留至再结晶开始阶段, 为再结晶晶粒提供更多形核位置, 细化再结晶晶粒^[6-8]。快速热处理还能改善材料的力学性能, Massardiera等^[9]通过两相区超快速退火细化了铁素体组织, 从而获得高强度和高塑性应变比(R_m=350 MPa, r=1.8)的优质钢板。许云波等^[10]指出通过快速加热使得残余奥氏体呈块状或薄膜状分布于贝氏体铁素体板条之间, 获得了强塑积为23836 MPa%的优质汽车板。由此可见, 快速热处理通过改变材料的组织形貌, 从而改善材料的性能。但是, 已有研究主要集中在快速热处理对微观组织及力学性能的影响, 关于碳化物的溶解与析出以及烘烤硬化性能的报道并不多见。

低碳钢烘烤硬化特性的本质是“静态应变时效”, 即在烘烤过程中基体中的固溶C、N原子因热激活能增加而扩散至可动位错周围, 形成大量Cottrell气团, 造成对位错的强烈钉扎, 使钢板再次加载时其强度进一步提高^{[11, 12]}。通常, 用BH值评价钢板的烘烤硬化特性。BH值主要由固溶C原子数量和可动位错密度所决定, 而固溶C原子主要源于退火过程中碳化物的溶解^[13-15]。在快速加热条件下带钢的再结晶规律、第二相溶解与析出、奥氏体转变规律等, 与传统罩式退火、连续退火工艺存在明显差异。本文研究快速热处理条件下低碳钢中碳化物的溶解与析出规律, 以及加热温度、均热时间和冷却速率对烘烤硬化性能的影响。

1 实验方法

实验用轧硬态低碳铝镇静钢的主要化学成分为(质量分数, %): C 0.083, Mn 0.320, Si 0.013, P 0.011, S 0.006, N 0.003, 试样的尺寸为300 mm×260 mm×0.4 mm。试验用低碳钢经冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧后进行快速热处理, 热轧、冷轧的主要工艺参数列于表1。

快速热处理在多功能退火模拟试验机上进行, 加热速率R_h为200℃/s, 均热温度T_s为660℃、750℃, 均热时间t_s为5-60 s, 冷却速率R_c为40-120℃/s。将完成退火后的试样在冷轧试验机上进行平整, 以消除屈服平台, 平整延伸率为1.0%。

将完成退火后的试样磨制、机械抛光、腐蚀, 用Leica DM4000金相显微镜(OM)和S4200扫描电镜(SEM)观察其显微组织。金相试样的剖面平行于轧制方向, 腐蚀剂为4%硝酸酒精溶液, 酸蚀时间为10-20 s。拉伸试样采用JIS5#拉伸试验尺寸, 按照GB/T 228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》测试力学性能, 拉伸速率为2 mm/min。每个制度测量3个试样, 取其结果的平均值。参照日本标准JISG3135-1986《汽车结构用改善加工性的冷轧高强度薄钢板》测量烘烤硬化性能, BH值通常为薄板预变形2%的流变应力与经过180℃×20 min烘烤后下屈服强度的差值, BH值测量方法如图1所示^[16]。

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图1   BH值的测量方法

Fig.1   Method used to measure the BH value

2 实验结果

2.1 加热温度对微观组织的影响

低碳钢的微观组织取决于其化学成分和退火参数。冷轧带钢在退火过程中发生回复、再结晶或者奥氏体转变, 形成无畸变的新晶粒。图2为低碳钢退火后组织的OM(图2a, b)和SEM(图2c, d)像, 微观组织由铁素体+团状渗碳体组成。由图2a可见, 退火温度加热至660℃时再结晶已经完成, 形成细小的铁素体晶粒; 由于再结晶刚完成, 部分细小晶粒来不及长大, 导致尺寸差异较大。在快速热处理过程中, 超快速加热导致回复、再结晶延迟, 位错等缺陷保留至再结晶形核阶段, 提高了再结晶晶粒形核率, 使再结晶铁素体晶粒细化。这些结果, 与Muljono等的结果一致^[6-8]。大量碳化物明显呈带状非均匀分布于基体中, 这主要是粗大渗碳体颗粒在冷轧过程中被破碎沿轧制方向分布造成的。这些碳化物在低温再结晶退火过程中未充分溶解于基体, 因此碳化物明显呈带状沿轧制方向分布(图2c)。

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图2   试验钢在不同退火状态下的微观组织

Fig.2   OM and SEM images of the samples in various annealing states R_h=200℃/s, t_s=20 s, R_c=80℃/s, (a, c) T_s=660℃, (b, d) T_s=750℃

在750℃高温退火过程中, 细小晶粒相互合并或大晶粒吞并小晶粒而实现长大, 使铁素体晶粒尺寸的差异明显减小。由于退火温度升高至两相区, 碳化物逐渐溶解, 且固溶C原子快速扩散至铁素体和奥氏体界面附近促进了奥氏体晶粒的长大。在冷却过程中奥氏体重新转变为纯净铁素体和渗碳体, 因此冷却转变后的碳化物主要沿晶界呈团状分布(图2d), 碳化物带状分布现象明显改善。

2.2 加热温度和均热时间对BH值的影响

在均热过程中碳化物将不断溶解, 同时固溶C原子向晶界、位错等缺陷偏聚, 导致基体固溶C含量发生明显变化, BH值随加热温度和均热时间的变化如图3所示。由图3可见, 在相同条件下, 750℃退火BH值比在660℃退火时的高。在660℃退火BH值随均热时间延长而明显降低, 由5 s时的51 MPa下降至60 s时的36 MPa。对于在750℃退火, 在0-10 s范围内, BH值随均热时间延长而略有增加; 在10-60 s范围内, BH值随均热时间延长而显著降低。

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图3   加热温度和均热时间对BH值的影响

Fig.3   Influences of the heating temperature and the soaking time on the BH value

2.3 冷却速率对BH值的影响

在快速热处理工艺中, 均热后的快速冷却有效抑制了固溶C原子析出, 从而使低碳钢具有优良的烘烤硬化性能。冷却速率对BH值影响如图4所示, BH值与冷却速率的倒数呈线性关系。由图4可见, 1Rc越大, 随着冷却时间的延长BH值下降。冷却速率由120℃/s下降至40℃/s, 750℃和660℃加热条件下的BH值分别降低13 MPa和8 MPa。由此可见, 加热温度越高, 冷却速率对烘烤硬化性能的影响越大。

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图4   冷却速率对低碳钢BH值的影响

Fig.4   Influence of the cooling rate on the BH value

3 讨论

3.1 加热温度对烘烤硬化性能的影响

由图3和4可见, 在相同条件下, 750℃退火BH值始终高于660℃退火。低碳钢的BH值主要取决于位错密度和固溶C原子数量, 固溶C原子在钢中的固溶度与退火温度有关。固溶C在铁素体和奥氏体中的溶解度为^[17]

(1)lgw([C]α)=2.38-4040/T

(2)lgw([C]γ)=1.36-1480/T

式中 w([C]α)为固溶C在铁素体中平衡质量分数, w([C]γ)为固溶C在奥氏体中平衡质量分数, T为退火温度。根据式(1)和(2)可计算出660℃退火时固溶C在铁素体中的平衡质量分数约为0.01%, 750℃退火时固溶C在铁素体和奥氏体中的平衡质量分数分别约为0.03%和0.82%。因此, 在750℃退火比在660℃退火碳化物能更充分地溶解在基体中。当退火温度超过A_c1时, 由于碳化物大量溶解使基体固溶C含量显著提高, 随即快速冷却抑制部分固溶C原子析出, 在基体固溶C原子数量明显高于660℃退火试样, 在750℃退火的BH值比在660℃退火时的高。

3.2 均热时间对烘烤硬化性能的影响

随着均热时间的延长, 碳化物在均热过程中将不断溶解, 同时固溶C原子向晶界、位错等缺陷处偏聚。图5给出了退火试样(退火参数: R_h=200℃/s, T_s=750℃, t_s=20 s, R_c=80℃/s)中C元素的分布形貌。由图5可见, C明显沿晶界分布^[18]。设均热前固溶C含量为 [C]0, 均热过程中单位时间内溶解的固溶C含量为 [C]D, 均热过程中单位时间内偏聚于晶界、位错等缺陷处的固溶C含量为 [C]S, 均热时间为 t, 则均热后基体中固溶C的含量为

(3)[C]=[C]0+[C]D∙t-[C]S∙t

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图5   C原子的面分布状况

Fig.5   Distribution of C atoms in the matrix

由此可见, 基体中固溶C原子数量主要取决于单位时间内碳化物溶解量和固溶C原子偏聚量。

在660℃低温退火时, 由于未发生奥氏体转变(A_c1约为730℃), 微观组织为铁素体和渗碳体, 固溶C在铁素体中平衡溶解度为0.01%。在均热过程中仅有少量碳化物溶解, 而大量固溶C原子向晶界、位错等缺陷偏聚。因此, 忽略均热过程碳化物溶解的影响, 则均热后基体固溶C的含量为

(4)[C]=[C]0-[C]S∙t

由式(4)可见, 随着均热时间延长, 大量固溶C原子向晶界、位错等缺陷偏聚导致晶粒内部固溶C含量下降, 因此BH值明显降低。

在750℃两相区退火时, 固溶C在铁素体和奥氏体中的平衡质量分数分别约为0.03%和0.82%, 表明固溶C原子在基体中的溶解度明显增加。在快速加热条件下奥氏体晶粒首先在晶界附近的碳化物处形核, 并沿晶界或者向铁素体晶粒内长大^[2], 晶粒内部的碳化物在超快速加热过程中未能充分溶解。因此, 在随后均热过程中碳化物将逐渐溶解, 同时部分固溶C原子向晶界、位错等缺陷处偏聚。在此情况下, 碳化物溶解和C原子扩散对基体固溶C含量均产生重要影响。在均热阶段初期(0-10 s), 碳化物快速溶解并扩散至奥氏体、铁素体界面处, 促进了奥氏体晶粒长大; 在均热阶段后期, 由于奥氏体化转变趋于稳定, 碳化物溶解速率不断降低。不同均热时间的微观组织形貌如图6所示, 从图6a可见, 均热时间为5 s时, 大量未溶解碳化物仍存在于铁素体基体中; 均热时间为10 s时(图6b), 在基体中仅有少量未溶解的碳化物; 均热时间为60 s时(图6c), 基体中碳化物几乎完全溶解, 微观组织为纯净铁素体基体。

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图6   不同均热时间试样的SEM像(二次电子像)和碳化物能谱

Fig.6   SEM images of the specimens annealed for 5 s (a), 10 s (b), 60 s (c) and EDS energy spectrum (d) of the carbides

碳化物的溶解使基体固溶C的含量增加, 而固溶C原子偏聚导致晶粒内部固溶C含量降低。根据Fick扩散定理, 固溶C原子扩散通量主要由扩散系数与浓度梯度决定, 而扩散系数主要受均热温度的影响^[19]: 即

(5)J=-Dd[C]dx

式中 J为扩散通量(即单位时间内通过单位截面积的物质量), D为扩散系数, d[C]dx为固溶C浓度梯度。在均热阶段初期(0-10 s), 基体固溶C原子数量少, 固溶C浓度梯度低, 在单位时间内扩散至晶界、位错等缺陷处的C原子较少。在保温阶段的后期(尤其是均热时间超过10 s), 由于碳化物的快速溶解导致基体固溶C含量大幅增加, C原子浓度梯度随之增加, 在单位时间内扩散至晶界、位错等缺陷处的C原子的数量明显提高。在均热阶段偏聚于晶界附近的固溶C原子在冷却转变过程中部分达到过饱和状态以碳化物形式析出, 其余的仍偏聚于晶界处, 这些C对低碳钢烘烤硬化性能的贡献均是很微小的。因此, 随着均热时间的不断延长, 越来越多固溶C原子偏聚于晶界、位错等缺陷处, 导致晶粒内部固溶C原子的数量减少, 烘烤硬化性能显著降低。

由此可见, 在750℃退火低碳钢的BH值随均热时间延长呈先增加后降低趋势。这主要归结于以下两个因素的作用: (1) 在均热过程中碳化物的溶解, 溶解速率随均热时间的延长而降低; (2) 固溶C原子不断向晶界、位错等缺陷处偏聚, 在单位时间内偏聚数量随均热时间延长而增加。基体固溶C含量、在单位时间内碳化物溶解量和固溶C原子偏聚量随均热时间变化, 如图7所示。在均热初始阶段, 大量碳化物的快速溶解导致基体固溶C含量明显增加, 烘烤硬化性能提高; 基体固溶C含量的大幅提高使单位时间内扩散至晶界、位错等缺陷处固溶C原子数量增加, 单位时间内偏聚的固溶C原子数量超过碳化物溶解而增加的固溶C原子数量, 因此BH值不断降低。

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图7   均热时间对固溶C含量的影响([C]—基体固溶C含量; [C]_D—单位时间内固溶C原子溶解数量; [C]_S—单位时间内固溶C原子偏聚数量)

Fig.7   Influence of the soaking time on the solute carbon concentration

3.3 冷却速率对烘烤硬化性能的影响

在快速热处理工艺中无过时效阶段, 低碳钢高温均热后直接快速冷却至室温, 有效抑制了固溶C原子析出, 因此较传统罩式退火和连续退火具有更加优良的烘烤硬化性能。设冷却前基体固溶C含量为 [C]0, 冷却过程中单位时间内析出固溶C含量 [C]t为常数, 则冷却后基体固溶C含量为

(6)[C]=[C]0-[C]t∙t=[C]0-[C]t(T-T0)∙1Rc

式中 t为冷却时间, T为退火温度, T0为冷却终了温度, Rc为冷却速率。由此可见, 固溶C含量与冷却速率的倒数呈线性关系。Christine、Storozheva等^{[20, 21]}指出, BH值与基体固溶C含量呈正比关系, 这与本文结论一致。随着冷却速率提高, 固溶C原子有效析出时间缩短, 使基体固溶C含量增加, 因此烘烤硬化性能随冷却速率增加而提高。

在不同温度退火固溶C含量的主要区别, 在于750℃至660℃的快速冷却阶段。在此非平衡冷却阶段, 快速冷却抑制固溶C原子析出, 导致750℃退火的试样快速冷却至660℃时固溶C含量高于660℃退火试样, 这是在快速冷却条件下750℃退火BH值总是高于660℃退火的主要原因。冷却速率越高, 在750℃冷却至660℃时的非平衡冷却阶段固溶于基体的C原子数量越多。这表明, 加热温度越高BH值随冷却速率变化趋势越明显。

4 结论

1. 低碳钢中的大量碳化物在两相区退火过程中逐渐溶解, 使基体固溶C含量明显增加。因此, 在750℃退火的BH值比在660℃退火时的高。

2. 均热过程中, 在660℃退火的低碳钢固溶C原子不断向晶界、位错等缺陷处偏聚, 导致晶粒内部固溶C含量下降, 使烘烤硬化性能降低; 在750℃退火时固溶C含量取决于碳化物溶解和C原子扩散, BH值随均热时间延长呈先增加后降低的趋势。

3. 快速冷却抑制固溶C原子的析出, 使烘烤硬化性能随着冷却速率的提高而提高, BH值与冷却速率的倒数呈线性关系。