一種新型鐵素體不銹鋼的深沖性能研究

張 帥，李靜媛，杜 偉，江來珠

(1.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083;2寶山鋼鐵股份有限公司，上海 200431)

430鐵素體不銹鋼成本低廉，并具有優(yōu)良的耐氯化物和應(yīng)力腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于廚房設(shè)備等領(lǐng)域.在這些應(yīng)用領(lǐng)域，通常還要求430鐵素體不銹鋼具有優(yōu)良的深沖性能和耐均勻腐蝕性能，但目前國內(nèi)相應(yīng)鋼種尚不能很好地滿足此類要求［1］，與Cr-Ni奧氏體不銹鋼相比冷沖性能尚有一定差距.其應(yīng)變硬化指數(shù)n值較低，但已經(jīng)與低碳鋼相近，因此，無太大提高余地，而平均塑性應(yīng)變比值明顯低于低碳鋼，尚有很大挖掘潛力，有待進(jìn)一步提高［2］.國外很早就已注重新型鐵素體不銹鋼的開發(fā)與應(yīng)用，經(jīng)過多年的實(shí)踐，人們逐漸認(rèn)識到傳統(tǒng)鐵素體不銹鋼的性能缺陷主要是由間隙原子C和N引起的，它們在加工變形時(shí)釘扎位錯(cuò)、阻止滑移而降低深沖系數(shù)，惡化深加工性能［3］.目前，基于冶金工藝的改進(jìn)以及對鐵素體不銹鋼微合金化物理冶金機(jī)理的研究已經(jīng)非常深入，通過添加微量合金元素，降低有害元素含量可以增加有利織構(gòu)，提高鋼的深沖性能［4-6］.基于此，寶鋼研究院不銹鋼所通過技術(shù)創(chuàng)新開發(fā)了一種新型鐵素體不銹鋼，較傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼C、N含量降低，且加入了 Nb、Ti、Sn等元素.初步研究表明這種鋼耐蝕性能優(yōu)良，有望在將來取代傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼，實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)，應(yīng)用在廚房沖壓制品等方面.目前，該鋼種的深沖性能以及退火工藝對板材織構(gòu)的影響規(guī)律是亟待查明的問題.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

本文試驗(yàn)材料由寶鋼提供，化學(xué)成分見表1，作為對比也給出了寶鋼生產(chǎn)的B430化學(xué)成分.板坯經(jīng)過熱軋、退火、噴砂，最終冷軋成0.6 mm厚的軋板.

表1 試樣的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.2 試驗(yàn)方法

冷軋板在 840、860、880、900、920 ℃下經(jīng)2 min或4 min退火處理.將退火后的軋板切割成10 mm×12 mm(長度方向?yàn)檐埾?試樣，研磨拋光，侵蝕后在H-800光學(xué)顯微鏡下觀察橫向截面的顯微組織，侵蝕劑為5 gCuSO4+20 mLHCL+20 mLH2O.

從退火板上切取同樣大小試樣，將軋板平面研磨到中心層制成織構(gòu)測定樣品，在D5000型X射線衍射儀上進(jìn)行宏觀織構(gòu)檢測，繪出取向分布函數(shù)ODF的?2截面圖.

按國標(biāo)GB5027-85沿與薄板軋向呈0、45、90的方向制成拉伸試樣，在MTS810材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測得各個(gè)方向的塑性應(yīng)變比r值，根據(jù)公式=(r0+r90+2r45)/4和Δr=(r0+r90-2r45)/2分別計(jì)算相應(yīng)退火溫度的平均塑性應(yīng)變比)和各項(xiàng)異性指數(shù)(Δr).

通過安裝在掃描電子顯微鏡上的OIM 4000 EBSD系統(tǒng)對試樣中晶粒取向分布情況和低重位點(diǎn)陣晶界分布情況進(jìn)行觀察、分析.對取得理想值的試樣在FEI Quanta 600掃描電子顯微鏡(SEM)下進(jìn)行面掃和點(diǎn)掃，分析其主要元素分布和析出情況，

2 結(jié)果與分析

2.1 退火溫度對宏觀織構(gòu)和深沖性能的影響

從圖1不同退火溫度的取向分布ODF圖來看，冷軋態(tài)時(shí)，鋼中的織構(gòu)以較強(qiáng)的α纖維織構(gòu)和較弱的γ纖維織構(gòu)為主，α纖維織構(gòu)主要是取向密度為4的(001)［11-0］織構(gòu)和取向密度為6.5的(112)［110］織構(gòu)，γ纖維織構(gòu)主要是(111)［1］取向，密度較弱，僅為3.0.840℃退火后，α纖維織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)槿∠蛎芏葹?的(558)［10］織構(gòu)，與原始冷軋板的α纖維織構(gòu)偏離一定角度，而γ織構(gòu)依然以{111}＜112＞取向?yàn)橹?，最大取向密度?.8.860℃退火時(shí)，α織構(gòu)的密度和分布范圍明顯降低，仍然以(558)［10］織構(gòu)為主，但其密度已降低到2，{111}＜112＞織構(gòu)的最大取向密度則略有升高，為7.9.880℃退火時(shí)，α織構(gòu)進(jìn)一步減少，(001)［10］織構(gòu)已經(jīng)消失，γ纖維再結(jié)晶織構(gòu)中的{111}＜112＞的最大取向密度則達(dá)到8.5.900℃時(shí)α纖維織構(gòu)已基本不存在，{111}＜112＞的最大取向密度升高到8.8.繼續(xù)升溫到920℃時(shí)，{111}＜112＞織構(gòu)的最大取向密度略有增加，達(dá)到9.0，但其中取向密度為8.2的(111)［11］織構(gòu)向(334)［43］織構(gòu)發(fā)生了偏移.同時(shí)，已經(jīng)消失的(001)［10］織構(gòu)和(001)［0］織構(gòu)又再次出現(xiàn).

對不同退火溫度的試樣在室溫下進(jìn)行15%拉伸，分別測得每個(gè)退火溫度下3個(gè)方向r0、r45、r90的塑性應(yīng)變比，并計(jì)算平均塑性應(yīng)變比和板面各項(xiàng)異性指數(shù)△r，結(jié)果如表2所示

圖1 不同冷軋退火板織構(gòu)恒?2=45°ODF截面圖

表2 不同退火工藝下的拉伸試驗(yàn)結(jié)果

2.2 退火溫度對顯微組織的影響

試驗(yàn)鋼的冷軋板隨著退火溫度的升高，其顯微組織的變化規(guī)律如圖2所示.圖2(a)為冷軋態(tài)，此時(shí)鋼中組織由于軋制的作用呈纖維狀.圖2(b)是840℃下再結(jié)晶退火2 min的組織，此時(shí)鋼中已發(fā)生部分再結(jié)晶，但還能看到明顯的軋制纖維組織.通過局部放大圖可以看到，再結(jié)晶晶粒沿纖維組織晶界形核、長大，并開始吞噬變形組織.此時(shí)的晶粒大小不均勻，再結(jié)晶晶粒與未再結(jié)晶晶?；祀s，呈現(xiàn)出典型的混晶組織.圖2(c)為860℃下退火2 min的組織，可以看到，此時(shí)鋼中再結(jié)晶過程已基本完成，晶粒大多呈等軸狀，直徑約5～10 μm，但尚有少量未被吞噬纖維狀組織存在.

圖2 試驗(yàn)鋼冷軋板經(jīng)2 min退火前后顯微金相組織

溫度升高到880℃時(shí)，如圖2(d)所示，退火板內(nèi)晶粒已經(jīng)完全再結(jié)晶，組織為等軸晶，晶粒細(xì)小均勻，平均晶粒尺寸約為15 μm.隨著退火溫度繼續(xù)升高，再結(jié)晶晶粒開始長大，在900℃時(shí)，如圖2(e)所示，平均晶粒尺寸達(dá)到25 μm，但均勻性有所降低，大晶粒開始吞噬小晶粒，晶粒尺寸從3～5 μm至 30 μm 不等.達(dá)到920 ℃時(shí)，如圖2(f)所示，晶粒繼續(xù)長大，且發(fā)生部分晶粒異常長大，晶粒尺寸均勻性下降，晶粒尺寸從10 μm至70 μm不等.

對比圖1和圖2可以發(fā)現(xiàn)，α纖維織構(gòu)主要由被延長的、非等軸的晶體組織構(gòu)成，γ纖維織構(gòu)則主要由強(qiáng)烈變形的位錯(cuò)墻胞狀組織構(gòu)成.隨著再結(jié)晶退火的進(jìn)行，胞狀組織逐漸形核、長大，形成等軸晶，并吞噬長條狀α纖維組織，即{111}取向的晶粒吞噬{001}取向的晶粒，與此變化一致的是γ纖維織構(gòu)取向密度的增加和α纖維織構(gòu)取向密度的減少.γ纖維織構(gòu)的優(yōu)先生長是因?yàn)榫哂衶111}取向的晶粒有特殊的取向關(guān)系.對900℃/2 min退火工藝下試樣的取向分布和晶界分布情況進(jìn)行觀察，不同取向晶粒用不同顏色表示，如圖3(a)所示，低重位點(diǎn)陣晶界也用不同顏色示出，見圖3(b).

圖3 900℃，2 min退火試樣EBSD試驗(yàn)結(jié)果

由圖3(b)可以看到，在{111}取向晶粒和{001}取向晶粒交界處存在較多低重位點(diǎn)陣晶界，即Σ小于29的晶界(設(shè)想同種晶體結(jié)構(gòu)的兩個(gè)互相貫穿的點(diǎn)陣充滿整個(gè)空間，它們之間通過轉(zhuǎn)軸［uvw］和轉(zhuǎn)角θ相互聯(lián)系起來.如果轉(zhuǎn)角θ是任意的，并不一定存在一個(gè)兩個(gè)晶體的陣點(diǎn)相重合的超點(diǎn)陣，只有對于某些特定的θ才存在這樣的超點(diǎn)陣，人們稱之為重位點(diǎn)陣(CSL).重位陣點(diǎn)密度的倒數(shù)稱為Σ，這是標(biāo)志CSL的一個(gè)重要參量.Σ越小，重合的原子位置越多，Σ只取奇數(shù))，這種取向的晶粒具有較高的晶界能，晶界遷移率大，會優(yōu)先長入附近的形變基體，從而形成較強(qiáng)的{111}再結(jié)晶織構(gòu).當(dāng)退火溫度為920℃時(shí)，由于溫度過高，晶界向各個(gè)方向擴(kuò)散的幾率都增大，原先具有的特殊取向遭到破壞，γ纖維取向晶粒的生長受阻，而其周圍的α纖維取向晶粒又開始生長，已經(jīng)消失的(001)［11-0］織構(gòu)和(001)［1-1-0］再次出現(xiàn).

2.3 SEM結(jié)果

對900℃，2 min退火試樣進(jìn)行掃描電鏡分析，結(jié)果如圖4所示，可以看到，鋼中主要元素分布均勻，未出現(xiàn)偏聚，但有白色的析出物出現(xiàn)，這些析出物在晶界和晶粒內(nèi)都有出現(xiàn)，呈分散狀態(tài)，尺寸不一，大多數(shù)尺寸小于1 μm，最大的析出物尺寸約為2 μm.

圖4 900℃，2 min退火試樣元素分布

為了弄清析出物的成分，選擇其中的一個(gè)析出物進(jìn)行掃描，結(jié)果如圖5所示.根據(jù)波譜可以看出，析出物中有較高含量的Ti、Nb、C、N 元素，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)分別為Ti=62.60，Nb=9.16，C=5.77，N=14.22，均明顯高于這些元素在試驗(yàn)用鐵素體不銹鋼中的平均含量，表明該析出物主要是Ti、Nb的碳氮化物.進(jìn)一步分析其他析出物，結(jié)果顯示這些析出物都是Ti、Nb的碳氮化物.

圖5 析出物金相照片(a)及掃描結(jié)果(b)

2.4 900℃不同時(shí)間退火后組織、織構(gòu)及性能變化

根據(jù)拉伸試驗(yàn)結(jié)果，900℃，2 min退火后，試驗(yàn)鋼取得了較好的塑性應(yīng)變比，為了分析試驗(yàn)鋼在較長退火時(shí)間下組織、織構(gòu)及性能的變化情況，本文將試驗(yàn)鋼做900℃，4 min退火處理，得到=1.82，較900℃，2 min退火略有提高.組織和織構(gòu)變化對比如圖6所示.

對比圖2(e)和圖6(a)可知，退火時(shí)間不變?yōu)? min，溫度由900℃增加到920℃時(shí)，晶粒長大，但大小均勻性未得到改善，但當(dāng)900℃處理時(shí)間由2 min延長至4 min后，大尺寸晶粒直徑未改變，而組織整體均勻等軸化，平均晶粒尺寸為40 μm.這在一定程度上將改善鋼的沖壓性能，對提高值有益處.對比圖1(e)和圖6(b)可知，退火時(shí)間由2 min增加到4 min時(shí)，已經(jīng)消失的(001)［10］織構(gòu)和(001)［0］織構(gòu)再次出現(xiàn)，同時(shí)還出現(xiàn)了取向密度均為2的(558)［10］織構(gòu)，γ纖維織構(gòu)的取向密度也略有增加，達(dá)到9.0.這是因?yàn)榫ЯｉL大過程是一個(gè)晶粒吞并另一個(gè)晶粒的過程，這一過程晶界遷移率起著重要作用，保溫時(shí)間較長時(shí)，具有低晶界遷移率的α纖維取向晶粒也獲得了充分生長的機(jī)會，同時(shí)γ纖維織構(gòu)取向的晶粒繼續(xù)增長.

圖6 試驗(yàn)鋼冷軋板900℃，4 min退火后顯微金相組織及織構(gòu)分布

2.5 新型鐵素體不銹鋼和傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼比較

試驗(yàn)用材料均為寶鋼提供，其生產(chǎn)的傳統(tǒng)鐵素體不銹鋼B430經(jīng)冷軋退火后獲得的最佳平均塑性應(yīng)變比=1.2，退火制度為850 ℃ /2 min［8］.本文采用的改進(jìn)后的鐵素體不銹鋼，研究發(fā)現(xiàn)，在900℃得到較理想的組織和織構(gòu)，經(jīng)4 min退火后平均塑性應(yīng)變比達(dá)到1.82，深沖性能有望得到明顯改善.

2.6 討論

值得注意的是，改進(jìn)后試驗(yàn)鋼的完全再結(jié)晶溫度880℃比傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼(850℃)要高，這是由于試驗(yàn)鋼中加入了Ti、Nb元素，與鋼中的碳氮元素形成Ti、Nb的碳、氮化物，彌散分布在晶粒中，起到了固定碳、氮元素的作用［12］.鐵素體鋼中，碳、氮元素以間隙原子狀態(tài)存在，間隙原子的擴(kuò)散速度很快，而再結(jié)晶晶核的形成與長大都需要原子的擴(kuò)散，因此，含C、N元素較高的傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼更易發(fā)生再結(jié)晶，在較低溫度下就可以完成再結(jié)晶.另一方面，新型鐵素體不銹鋼深沖性能的提高與Ti、Nb元素的加入有重要關(guān)系.據(jù)文獻(xiàn)［13-14］添加 Ti、Nb 穩(wěn)定化元素后，實(shí)驗(yàn)鋼鑄態(tài)組織中的結(jié)晶區(qū)變寬，結(jié)晶區(qū)的增加有利于凝固組織中等軸晶的形成，同時(shí)，凝固過程中析出的TiN是有效的等軸晶異質(zhì)形核的核心［15］，可以有效提高凝固組織的等軸晶率，同時(shí)凝固組織柱狀晶比例下降，而柱狀晶被認(rèn)為是冷軋退火后不利α纖維織構(gòu)的來源，等軸晶則有利于形成γ纖維織構(gòu)，因此，Ti、Nb元素的加入有助于提高平均塑性應(yīng)變比，改善深沖性能.

3 結(jié)論

1)試驗(yàn)鋼在840～900℃退火2 min時(shí)，隨著溫度的升高，有利γ纖維織構(gòu)的取向密度和分布范圍呈增長趨勢，不利織構(gòu)則不斷減少，平均塑性應(yīng)變比的變化規(guī)律與有利織構(gòu)的密度變化極好地吻合，在900℃時(shí)取得最大值.

2)退火溫度高于920℃，不利織構(gòu)增加，有利織構(gòu)減少.保溫時(shí)間大于4 min，不利織構(gòu)和有利織構(gòu)都增加.退火溫度過高，γ纖維織構(gòu)中晶粒的特殊取向關(guān)系遭到破壞，所以α纖維取向密度增加，γ纖維織構(gòu)密度下降.保溫時(shí)間過長，并沒有破壞γ纖維織構(gòu)中晶粒的特殊取向，但α纖維取向晶粒也獲得了充分生長的機(jī)會，所以兩者的密度都增加了.

4)試驗(yàn)鋼的再結(jié)晶溫度高于傳統(tǒng)430鐵素體不銹鋼，經(jīng)900℃，4 min退火后有望取得理想的深沖性能，此時(shí)=1.82，較傳統(tǒng)鐵素體不銹鋼的=1.2提高了約50%.

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