正火處理對(duì)fas370q橋殼鋼組織性能的影響

正火處理對(duì)fas370q橋殼鋼組織性能的影響

fas390q是滿足中、重車(chē)輛需求而開(kāi)發(fā)的一輛屈服強(qiáng)度為400mpa的橋殼鋼。對(duì)于橋殼,不僅應(yīng)該有足夠的強(qiáng)度,而且還要有足夠的沖擊性能,特別是在極端氣溫條件下,足夠的沖擊韌性和低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度是汽車(chē)安全的必要保證。FAS390Q鋼是通過(guò)控軋控冷細(xì)化晶粒的方法來(lái)獲得高力學(xué)性能的,如果橋殼的熱壓成形溫度過(guò)高,將導(dǎo)致鋼的晶粒粗化和力學(xué)性能下降;如果熱壓成形溫度過(guò)低,又將導(dǎo)致成形困難。因橋殼熱成形后在空氣中自然冷卻,相當(dāng)于鋼的正火,為此研究了正火處理對(duì)FAS390Q鋼顯微組織、屈服強(qiáng)度、斷面收縮率、沖擊韌性和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響,并與一汽目前使用的日產(chǎn)SMA570橋殼鋼的性能進(jìn)行了對(duì)比,為汽車(chē)橋殼熱壓成形工藝設(shè)計(jì)提供了重要依據(jù)。1試驗(yàn)強(qiáng)度及方法試驗(yàn)用FAS390Q、SMA570鋼的主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。按GB/T2975—1998《鋼及鋼產(chǎn)品力學(xué)性能試驗(yàn)取樣位置及試樣制備》標(biāo)準(zhǔn)要求,沿鋼板的軋制方向取樣,分別將試樣快速加熱到800、850、900℃保溫5min后空冷。根據(jù)GB/T228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》測(cè)量材料的屈服強(qiáng)度和斷面收縮率,根據(jù)GB/T229—1994《金屬夏比缺口沖擊試驗(yàn)方法》規(guī)定,將正火冷卻后的試樣加工成缺口深度為2mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比U型沖擊缺口試樣,缺口開(kāi)在軋制表面一側(cè)。在JBW-500屏顯式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn),試驗(yàn)溫度在20℃(室溫)~-100℃之間,冷卻介質(zhì)采用無(wú)水乙醇+液氮,溫度控制在±2℃之內(nèi)。試樣在冷卻介質(zhì)中放置10min以充分冷卻,然后迅速取出放到試驗(yàn)機(jī)的試樣支座上,確保從取出到打擊時(shí)間不超過(guò)2s。為保證結(jié)果在合理量程范圍內(nèi),經(jīng)試驗(yàn)確定,對(duì)FAS390Q鋼在-80℃以下采用150J的打擊能量,其余溫度下為300J;對(duì)SMA570鋼,打擊能量均為150J。每個(gè)試驗(yàn)溫度取3個(gè)試樣的平均值。用Axiovert200MAT型蔡司顯微鏡觀察金相組織,用SSX-550掃描電子顯微鏡和能譜儀進(jìn)行斷口和能譜分析。2結(jié)果與分析2.1晶粒度對(duì)fas290q鋼的影響圖1是FAS390Q鋼經(jīng)不同溫度正火處理后的顯微組織。由于FAS390Q鋼是一種控軋控冷熱軋鋼,從圖1a的顯微組織照片可以看出,FAS390Q鋼熱軋后組織中的鐵素體、珠光體晶粒十分細(xì)小、均勻,晶粒被壓扁、拉長(zhǎng),畸變嚴(yán)重,基本沒(méi)有直線型的晶界、相界,晶粒度為11級(jí),平均直徑7.9μm。由于FAS390Q鋼的臨界點(diǎn)Ac3為850℃,Ac1為730℃,因此在730℃以下加熱,僅發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶;730℃以上加熱,發(fā)生部分或全部奧氏體相變,空冷后新生成的鐵素體和珠光體晶粒尺寸變大和晶界規(guī)整化,加熱溫度越高,晶粒尺寸越大,規(guī)整化程度越高。FAS390Q鋼在800℃加熱正火時(shí),按Fe-C平衡相圖近似計(jì)算有近60%的鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體;同時(shí)因加熱時(shí)間短,晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大,所以生成的奧氏體晶粒也十分細(xì)小,且成分不均勻,這樣,在隨后的冷卻過(guò)程中奧氏體分解的形核率就大,得到的先共析鐵素體和珠光體晶粒就十分細(xì)小,因此經(jīng)兩次重結(jié)晶后獲得的是細(xì)小的鐵素體和珠光體組織。未發(fā)生轉(zhuǎn)變的那部分鐵素體在熱力學(xué)條件的驅(qū)動(dòng)下,晶粒也通過(guò)晶界移動(dòng),邊界也在一定程度上趨于平直。但因經(jīng)歷的高溫時(shí)間有限,晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大,仍然保持了細(xì)晶狀態(tài)?？傊?800℃正火后晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)橼呌诘容S的、邊界清晰的多邊形(一般為四邊形)形狀,見(jiàn)圖1b的中上部分,但晶粒仍保持11級(jí)晶粒度水平。FAS390Q鋼在850和900℃加熱,為完全奧氏體相變,因加熱溫度高,原子擴(kuò)散速度快,以及沒(méi)有鐵素體的阻礙作用,因此奧氏體及隨后空冷生成的鐵素體、珠光體組織增大,晶粒度分別為9.5和9.0級(jí),平均晶粒尺寸為13.3和15.9μm,見(jiàn)圖1c、d。2.2晶粒尺寸與沖擊韌度韌性是金屬材料塑性變形和斷裂全過(guò)程吸收能量的能力,它是強(qiáng)度和塑性的綜合表現(xiàn)。正火對(duì)沖擊韌性有兩個(gè)相反的作用,一方面加熱可以消除控軋控冷產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和嚴(yán)重畸變,降低應(yīng)力集中,使強(qiáng)度下降,塑性、韌性上升;但溫度過(guò)高或加熱時(shí)間過(guò)長(zhǎng),又會(huì)造成位錯(cuò)密度大幅度降低、亞結(jié)構(gòu)消失,晶粒長(zhǎng)大,強(qiáng)度、韌性下降。特別是晶粒尺寸對(duì)鋼的韌性有著重要影響,因?yàn)榫ЯＴ叫?晶界總面積越大,而晶界(1)是裂紋擴(kuò)展的阻力;(2)使晶界前塞積的位錯(cuò)數(shù)量減少,有利于降低應(yīng)力集中;(3)晶界總面積增加,使晶界上的雜質(zhì)濃度減少,避免產(chǎn)生沿晶脆性斷裂。圖2是正火溫度對(duì)FAS390Q鋼強(qiáng)度、塑性和室溫沖擊韌度的影響曲線。由圖2可見(jiàn),FAS390Q鋼在800℃進(jìn)行加熱正火,其沖擊韌度值最高。這是因?yàn)?鋼的沖擊韌性受兩方面影響,一方面,隨著正火溫度的提高,控軋控冷產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和嚴(yán)重畸變逐漸消失,鋼的沖擊韌性逐漸提高;另一方面,超過(guò)800℃后,鋼的晶粒長(zhǎng)大(見(jiàn)圖1c、d),沖擊韌性下降,而800℃是保持11級(jí)晶粒度不變的最高溫度,所以兩個(gè)相反作用的疊加結(jié)果,使FAS390Q鋼在800℃正火的沖擊韌性最高。綜合考慮鋼的力學(xué)性能及熱壓成形方面的要求,以800℃溫度加熱最為合適。2.3韌-脆轉(zhuǎn)變溫度與斷口分析圖3是FAS390Q和SMA570鋼的沖擊韌度值-溫度關(guān)系曲線,由圖3可以看出,FAS390Q鋼的沖擊性能非常好,特別是低溫下的沖擊韌度值很高,20℃下高達(dá)238J·cm-2,即使在-60℃時(shí)仍然達(dá)121J·cm-2,比20℃下SMA570鋼的103J·cm-2還高14%;從20℃到-60℃是SMA570鋼的2.31倍到1.73倍,直到-80℃時(shí)才與后者趨于相近。正火后FAS390Q鋼的低溫沖擊韌性也有所提高。鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度有能量判據(jù)和斷口形貌判據(jù)兩種確定方法,其中以前者最為常用。一般鋼的沖擊韌性-溫度關(guān)系曲線呈“S”型,能量判據(jù)法是將上、下平臺(tái)平均值對(duì)應(yīng)的溫度作為韌-脆轉(zhuǎn)變溫度tk的方法。然而FAS390Q鋼和SMA570鋼在-100~20℃范圍內(nèi)沖擊韌度-溫度曲線均近似呈直線型,而非通常的S型,沒(méi)有上、下平臺(tái)和拐點(diǎn),這兩種鋼在-100℃下的沖擊韌性已經(jīng)很低(10J·cm-2左右),因此即使再降低試驗(yàn)溫度到-120℃,也不會(huì)形成明顯的臺(tái)階,且-80℃斷口已經(jīng)呈完全脆性斷裂,表明這兩種鋼的沖擊韌度曲線確實(shí)不存在拐點(diǎn),而非試驗(yàn)溫度不夠低的緣故,這種情況和一些文獻(xiàn)的報(bào)道一致。因此對(duì)這樣的材料不能用能量法而應(yīng)按斷口形貌性質(zhì)來(lái)確定韌-脆轉(zhuǎn)變溫度,即結(jié)晶區(qū)占整個(gè)斷口面積50%時(shí)的溫度作為韌-脆轉(zhuǎn)變溫度FATT50或t50。斷口晶狀面積的測(cè)定方法有對(duì)比法、游標(biāo)卡尺測(cè)量法、放大測(cè)量法、卡片測(cè)量法等,其中對(duì)比法雖然粗略,但最為簡(jiǎn)便、常用,本文采用這種方法。通過(guò)與GB/T12778—1991《金屬夏比沖擊斷口測(cè)定方法》中5.1斷口纖維斷面率圖譜對(duì)比,得出FAS390Q鋼試樣斷口的纖維斷面率,如表2所示。由表2可以看出,FAS390Q鋼的零塑性轉(zhuǎn)變溫度為-80℃,零解理斷口轉(zhuǎn)變溫度為0℃,而半解理斷口對(duì)應(yīng)的溫度大約為-50℃,即韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為-50℃,正火后韌-脆轉(zhuǎn)變溫度下降了10℃,為-60℃。同樣得到SMA570鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為-20℃。圖4、5分別是FAS390Q鋼試樣沖擊斷口的掃描電鏡形貌和能譜分析圖譜。從圖4a,b可以看出,試驗(yàn)在0℃以上沖擊時(shí),斷口宏觀上為完全韌性斷口(見(jiàn)表2),微觀上則為尺寸相差懸殊、大小不等的韌窩。一些韌窩的尺寸很大(15~20μm),韌窩內(nèi)有螺旋形滑移條紋(圖4b的左下部),表明該處經(jīng)歷過(guò)很大的塑性變形,說(shuō)明FAS390Q鋼的塑性很好,所以鋼的沖擊韌性很高。導(dǎo)致韌窩生核的夾雜物為MnS、FeS和CaO或其復(fù)合化合物,見(jiàn)圖5。-60℃以下沖擊時(shí),斷口宏觀上以脆性為主,-80℃以下則為完全脆性斷裂,微觀上則呈現(xiàn)出扇形解理和撕裂嶺花樣。斷裂中形成了很多二次裂紋或空洞,增加了表面積,相應(yīng)地增大了表面能和吸收功,進(jìn)一步提高了沖擊韌性,見(jiàn)圖4c。圖4d為圖3c中箭頭所指處的撕裂嶺的高倍圖像。撕裂嶺是相距較遠(yuǎn)的兩個(gè)平行解理面間通過(guò)撕裂(剪切)方式形成的臺(tái)階,其上有很多細(xì)小的孔洞,也在一定程度上提高了韌性。另外從圖4可以看出,斷口中沒(méi)有沿晶斷裂,說(shuō)明晶界比較純凈,也是韌性高的原因之一。3討論3.1低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼的含量鋼中的雜質(zhì)元素S、P等通常偏聚于晶界,從而降低了晶界的表面能,增大了沿晶脆性斷裂傾向,降低脆斷應(yīng)力,提高韌脆轉(zhuǎn)變溫度,其中P的影響最為嚴(yán)重,因此應(yīng)嚴(yán)格限制其含量。GB/T1591—1994《低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼》標(biāo)準(zhǔn)中對(duì)S、P的含量作了規(guī)定,分別為<0.025P、S。表3是FAS390Q、SMA570鋼及GB/T1591—1994標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的S、P含量的對(duì)比,由表3可見(jiàn),FAS390Q鋼中的P含量不到SMA570鋼中P含量的一半,S含量也僅是GB/T1591—1994標(biāo)準(zhǔn)中的60%,與SMA570鋼比,FAS390Q鋼的沖擊韌性高,韌脆轉(zhuǎn)變溫度低。3.2材料的斷裂系金屬材料有兩個(gè)強(qiáng)度指標(biāo),屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度。斷裂強(qiáng)度隨溫度變化很小,因?yàn)闊峒せ顚?duì)裂紋擴(kuò)展的力學(xué)條件沒(méi)有顯著作用;但屈服強(qiáng)度σs卻對(duì)溫度變化十分敏感。溫度降低,屈服強(qiáng)度急劇升高,故兩曲線相交于一點(diǎn),交點(diǎn)對(duì)應(yīng)的溫度即為tk(圖6中A點(diǎn)、B點(diǎn))。高于tk時(shí),σc>σs,材料先屈服后斷裂,為韌性斷裂;低于tk時(shí),外力先達(dá)到σc,材料表現(xiàn)為脆性斷裂。800℃正火使屈服強(qiáng)度下降了3%(由405MPa降到392MPa),屈服強(qiáng)度曲線由σs熱軋左移到σs正火,則交點(diǎn)由A點(diǎn)轉(zhuǎn)移到B點(diǎn),韌脆轉(zhuǎn)變溫度由tk熱軋(-50℃)降至tk正火(-60℃)。4正火對(duì)fas290q鋼沖擊韌性的影響(1)隨著正火溫度的提高,控軋控冷形成的顯微畸變組織逐漸消失,800℃以下正火晶粒度保持11級(jí)不變,超過(guò)800℃,晶粒開(kāi)始長(zhǎng)大。(2)在600~700℃正火,對(duì)鋼的屈服強(qiáng)度和斷