固溶處理對(duì)冷軋15Mn0.8C- Al- Si鋼性能和組織的影響

姚 亮 史 文

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

隨著社會(huì)的發(fā)展和科學(xué)技術(shù)的進(jìn)步，汽車(chē)越來(lái)越多地走進(jìn)了人們的生活中。為了實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的要求，對(duì)汽車(chē)進(jìn)行輕量化改造已成為人們的共識(shí)。有研究表明[1]，其他條件不變，汽車(chē)每減重10%可節(jié)省燃料8%～10%。汽車(chē)輕量化除了能降低油耗、減少尾氣排放，還能在一定程度上提高汽車(chē)的操控穩(wěn)定性和碰撞安全性。目前，實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化的途徑主要是對(duì)汽車(chē)結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)和采用新型輕質(zhì)高強(qiáng)度材料。Fe- Mn- Al- Si系鋼正是目前極具發(fā)展?jié)摿Φ男乱淮?chē)用輕質(zhì)高強(qiáng)度鋼。

在15Mn0.8C- Al- Si鋼中加入錳主要是為了擴(kuò)大奧氏體區(qū)[2]，使奧氏體能在常溫下存在。鋁的加入主要是為了減輕鋼的質(zhì)量，鋼中每多添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的鋁，鋼材的質(zhì)量就可比傳統(tǒng)的鋼材降低約1.3%[3]。但加入過(guò)多的鋁也會(huì)導(dǎo)致鋼在澆注時(shí)發(fā)生澆注口堵塞。硅的作用主要是為了抑制碳化物析出[4- 5]，以及固溶強(qiáng)化基體，提高鋼的屈服強(qiáng)度[6]。但當(dāng)硅過(guò)多時(shí)，鋼材在熱鍍鋅時(shí)容易形成脆性合金層，減弱鍍鋅層與鋼板表面的結(jié)合力[7]。碳的作用是為了促進(jìn)奧氏體形成，固溶強(qiáng)化，提高鋼的力學(xué)性能。

本文的目的是通過(guò)在Fe- Mn- Al- Si鋼中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)約10%的鋁來(lái)降低鋼的質(zhì)量，研究固溶處理對(duì)鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響，使Fe- Mn- Al- Si鋼在減重的前提下仍具有較好的力學(xué)性能。

1 試驗(yàn)材料和方法

制備試驗(yàn)用Fe- Mn- Al- Si鋼的步驟主要為：首先采用真空感應(yīng)熔煉爐熔煉，得到直徑為82 mm的鑄錠；再將鑄錠加熱至1 150 ℃保溫30 min，鍛造成20 mm厚的鋼板；接著進(jìn)行熱軋，始軋溫度為1 100 ℃，終軋溫度為880 ℃，軋后空冷，得到2.8 mm厚的鋼板；最后對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行酸洗以去除鋼板表面的氧化物，再冷軋成1.5 mm厚的薄板。試驗(yàn)用Fe- Mn- Al- Si鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the investigated steels (mass fraction) %

拉伸試樣按GB/T 228—2002加工，沿軋制方向?qū)摪寰€切割成標(biāo)距30 mm的拉伸試樣，隨后進(jìn)行1 050 ℃×1 h水冷固溶處理。用濃度為6%的硝酸酒精腐蝕試樣，在Nikon LV150金相顯微鏡下觀察顯微組織。采用HITACHI SU- 1500鎢燈絲掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌。采用CMT5105電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度設(shè)定為2 mm/min。用18 kW的X射線衍射儀進(jìn)行物相分析及測(cè)定殘留奧氏體含量。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 力學(xué)性能

圖1為冷軋態(tài)和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的試驗(yàn)用Fe- Mn- Al- Si鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線圖。表2為3種試驗(yàn)鋼固溶處理前、后的力學(xué)性能。在彈性變形階段，未經(jīng)固溶處理的3種鋼的應(yīng)變量均隨著拉伸應(yīng)力的增大而急劇上升。3種冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼的塑性較差，平均斷后伸長(zhǎng)率只有3.4%左右，其中2號(hào)鋼的斷后伸長(zhǎng)率最差，只有2.37%。但抗拉強(qiáng)度都較高，1號(hào)和2號(hào)鋼的抗拉強(qiáng)度為1 600 MPa左右，抗拉強(qiáng)度最高的是3號(hào)鋼，達(dá)到了1 870 MPa。雖然這3種冷軋態(tài)鋼的抗拉強(qiáng)度都很高，但由于其塑性較差，所以3種鋼的強(qiáng)塑積最高也只有7 778.24 MPa%。

圖1 冷軋態(tài)和冷軋隨后1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的試驗(yàn)用鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.1 Stress- strain curves of the steels cold- rolled and cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h and water- cooled

表2 冷軋態(tài)和冷軋隨后1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的Fe- Mn- Al- Si鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the Fe- Mn- Al- Si steels cold- rolled and cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h and water- cooled

3種試驗(yàn)鋼經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理后，其力學(xué)性能和拉伸曲線都發(fā)生了較大變化。經(jīng)固溶處理鋼的拉伸曲線更加平滑，塑性變形階段更為平緩。由表2可知，3種鋼的塑性在固溶處理后均有所提高，平均斷后伸長(zhǎng)率約為43%，塑性最好的2號(hào)鋼斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到了55.9%。但3種鋼的抗拉強(qiáng)度均明顯下降，平均抗拉強(qiáng)度從1 700 MPa左右降低到了960 MPa左右，抗拉強(qiáng)度最高的是3號(hào)鋼，達(dá)到了1 051.56 MPa。因?yàn)?種鋼的塑性都非常好，所以盡管抗拉強(qiáng)度大幅度下降，其強(qiáng)塑積仍然明顯提高，平均值從5 800 MPa%提高到了41 000 MPa%。強(qiáng)塑積最高的是2號(hào)鋼，達(dá)到了47 959.96 MPa%。

2.2 顯微組織

圖2和圖3分別為冷軋態(tài)和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的試驗(yàn)用Fe- Mn- Al- Si鋼沿軋制方向的顯微組織和XRD圖譜?？梢园l(fā)現(xiàn)，冷軋后，3種鋼的晶粒都明顯變形，且呈沿冷軋方向的板條狀，這些變形的組織會(huì)使鋼產(chǎn)生強(qiáng)烈的冷作硬化，提高鋼的抗拉強(qiáng)度，降低塑性。而經(jīng)過(guò)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理后，鋼的顯微組織與冷軋態(tài)相比有了明顯的變化，發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶，組織整體呈球狀，冷軋產(chǎn)生的變形也得到了明顯的改善，從而緩解了冷軋態(tài)鋼的冷作硬化，改善塑性。

圖2 冷軋態(tài)1號(hào)(a)、2號(hào)(b)、3號(hào)(c)鋼和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的1號(hào)(d)、2號(hào)(e)、3號(hào)(f)鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the steels (a) No.1,(b) No.2 and (c) No.3 cold- rolled and the steels (d) No.1,(e) No.2 and (f) No.3 cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h and water- cooled

圖3 冷軋(a)和冷軋隨后1 050 ℃×1 h固溶處理(b)的15Mn0.8C- Al- Si鋼試樣拉伸試驗(yàn)前的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the specimens of 15Mn0.8C- Al- Si steels (a) cold- rolled and (b) cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h before tensile test

3種Fe- Mn- Al- Si鋼在1 050 ℃×1 h水冷固溶處理前、后的顯微組織都主要為數(shù)量較少的亮白色組織和占顯微組織主體的灰色組織。根據(jù)圖3和在灰色組織中發(fā)現(xiàn)的孿晶可以判斷，亮白色組織為鐵素體，灰色組織為奧氏體。但是在冷軋態(tài)鋼的顯微組織中還有一種黑色顆粒，主要分布在奧氏體和鐵素體晶界，根據(jù)XRD分析可以判斷其為κ- 碳化物。這些集中分布在晶界上的κ- 碳化物易導(dǎo)致應(yīng)力集中，形成細(xì)小的裂紋源，降低鋼的塑性。而在固溶處理后，κ- 碳化物完全消失，這是固溶處理能使鋼抗拉強(qiáng)度降低、斷后伸長(zhǎng)率升高的原因。另外，從圖3(b)中可以發(fā)現(xiàn)，固溶處理后的3號(hào)鋼中還出現(xiàn)了DO3(Fe3Si)相，但可能是因?yàn)槠浜枯^少，金相照片中未能觀察到。Bhattacharya B等[8]在研究輕質(zhì)低碳Fe- Mn- Al- Si系鋼時(shí)發(fā)現(xiàn)，鋼的鐵素體中有大量的DO3(Fe3Si)相，導(dǎo)致鋼的塑性幾乎為零。因?yàn)檫@些DO3- (Fe3Si)相非常脆，它們的析出會(huì)提高鋼的強(qiáng)度、降低塑性，這是固溶處理后3種鋼中3號(hào)鋼的抗拉強(qiáng)度最高、塑性最差的原因。

2.3 斷口形貌

圖4為冷軋態(tài)和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的15Mn0.8C- Al- Si鋼的斷口形貌。圖4(a)～4(c)是冷軋態(tài)鋼的拉伸斷口形貌，可以看到這3種鋼的拉伸斷口上都分布著大量光滑的解理面，雖然也有少量的韌窩，但仍可以斷定，斷裂機(jī)制為解理斷裂。另外在這些斷口上還有大量尺寸較大的二次裂紋，這也是冷軋態(tài)鋼塑性較差的原因之一。產(chǎn)生這些二次裂紋的原因可能有兩個(gè)：(1)因?yàn)橛性S多顆粒狀κ- 碳化物分布在奧氏體和鐵素體晶界上，導(dǎo)致在拉伸試驗(yàn)時(shí)晶界處容易出現(xiàn)微裂紋，這些微裂紋擴(kuò)展成二次裂紋；(2)因?yàn)殇撛诶滠垥r(shí)產(chǎn)生大量破碎晶粒，并因形變而演變成裂紋源從而擴(kuò)展成二次裂紋。

經(jīng)過(guò)固溶處理后，3種鋼的斷裂類(lèi)型都發(fā)生了本質(zhì)上的改變，從脆性斷裂改變成韌性斷裂。圖4(d)～4(f)是固溶處理后3種鋼的拉伸試樣的斷口形貌。與冷軋態(tài)相比，固溶處理后的拉伸試樣斷口上基本沒(méi)有二次裂紋，這也是經(jīng)過(guò)固溶處理的鋼塑性更好的原因之一。拉伸試樣斷口上分布著大量較淺的細(xì)小韌窩，只有塑性較差的3號(hào)鋼的拉伸試樣斷口上還有少量光滑的解理面。這可能與3號(hào)鋼中存在DO3(Fe3Si)相有關(guān)。因?yàn)楫?dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，會(huì)受到這些脆硬DO3(Fe3Si)相的阻礙而形成位錯(cuò)堆積，導(dǎo)致應(yīng)力集中，產(chǎn)生微裂紋從而形成小面積的解理面。

圖4 冷軋態(tài)1號(hào)(a)、2號(hào)(b)、3號(hào)(c)鋼和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理的1號(hào)(d)、2號(hào)(e)、3號(hào)(f)鋼拉伸試樣的斷口形貌Fig.4 Fracture morphologies of the tensile specimens of the steels (a) No.1,(b) No.2 and (c) No.3 cold- rolled and the steels (d)No.1,(e)No.2 and (f)No.3 cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h and water- cooled

另外，在所有的拉伸試樣斷口表面都能觀察到一些較深的小孔，這可能是鋼在冶煉過(guò)程中產(chǎn)生的夾雜物引起的。鋼在變形過(guò)程中，基體和夾雜物之間會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而產(chǎn)生細(xì)小的孔洞。隨著進(jìn)一步變形，這些細(xì)小孔洞也會(huì)擴(kuò)展為更大更深的孔洞。

2.4 XRD分析

采用18 kW的X射線衍射儀對(duì)拉伸前、后的15Mn0.8C- Al- Si鋼試樣的組織進(jìn)行XRD檢測(cè)，結(jié)果如圖5所示。可以發(fā)現(xiàn)，無(wú)論是否經(jīng)過(guò)固溶處理，鋼在拉伸試驗(yàn)前、后的顯微組織都沒(méi)有發(fā)生變化。為了進(jìn)一步了解在拉伸過(guò)程中奧氏體含量的變化，測(cè)定了經(jīng)過(guò)固溶處理的鋼在拉伸前、后的殘留奧氏體含量。根據(jù)X射線衍射原理[9]，物相在試樣中的相對(duì)含量越高，其X射線衍射線累積強(qiáng)度越大。所以按照我國(guó)黑色冶金行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)[10]，將鐵素體相和奧氏體相衍射線的累積強(qiáng)度代入式(1)，計(jì)算鋼中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)：

(1)

式中：VA是鋼中奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；VC是鋼中碳化物的體積分?jǐn)?shù)；IF(hkl)i是鋼中鐵素體(hkl)i晶面衍射線的累積強(qiáng)度；IA(hkl)j是鋼中奧氏體(hkl)j晶面衍射線的累積強(qiáng)度；G是奧氏體(hkl)j晶面與鐵素體(hkl)i晶面所對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度因子之比。

圖5 冷軋(a)和冷軋并經(jīng)1 050 ℃×1 h固溶處理(b)的15Mn0.8C- Al- Si鋼試樣拉伸試驗(yàn)后的XRD圖譜Fig.5 XRD patterns of the specimens of 15Mn0.8C- Al- Si steels (a) cold- rolled and (b) cold- rolled and then solution treated at 1 050 ℃ for 1 h after tensile test

表3是計(jì)算得到的冷軋態(tài)鋼固溶處理后在拉伸試驗(yàn)前、后的奧氏體含量。由表3可知，經(jīng)1 050 ℃×1 h水冷固溶處理后，1～3號(hào)鋼在拉伸前的奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為64.33%、76.37%、57.34%， 拉伸后的奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為64.09%、75.75%、55.88%。這說(shuō)明鋼在拉伸試驗(yàn)前、后奧氏體含量沒(méi)有發(fā)生變化，即15Mn0.8C- Al- Si鋼試樣在拉伸過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生TRIP效應(yīng)。另外，由表2和表3可知，固溶處理后的2號(hào)鋼的奧氏體含量最高，塑性和強(qiáng)塑積最大，3號(hào)鋼的奧氏體含量最低，塑性和強(qiáng)塑積最低。因此可以判斷，15Mn0.8C- Al- Si鋼的塑性與其殘留奧氏體含量有關(guān)，殘留奧氏體含量越高，鋼的塑性越好。

表3 冷軋并固溶處理的15Mn0.8C- Al- Si鋼拉伸試驗(yàn)前、后的奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))Table 3 Austenite contents in the specimens of the 15Mn0.8C- Al- Si steel cold- rolled and then solution treated before and after tensile test (volume fraction) %

3 結(jié)論

(1)冷軋態(tài)15Mn0.8C- Al- Si鋼的抗拉強(qiáng)度很高，但塑性較差，平均斷后伸長(zhǎng)率只有3.4%。固溶處理后，鋼的抗拉強(qiáng)度下降，但塑性明顯改善，平均斷后伸長(zhǎng)率達(dá)43%，平均強(qiáng)塑積也從5 800 MPa%提高到了41 000 MPa%。

(2)冷軋態(tài)15Mn0.8C- Al- Si鋼的顯微組織為奧氏體、鐵素體及其晶界上的κ- 碳化物。固溶處理后，κ- 碳化物消失，鋼的顯微組織主要為奧氏體和鐵素體，但3號(hào)鋼內(nèi)還出現(xiàn)了只能通過(guò)XRD檢測(cè)到的DO3(Fe3Si)相。

(3)固溶處理后，15Mn0.8C- Al- Si鋼的斷裂機(jī)制從脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，斷口表面分布著大量較淺的細(xì)小韌窩，原來(lái)的光滑解理面和二次裂紋都基本消失。只有3號(hào)鋼，因DO3(Fe3Si)相的析出而在拉伸試樣斷口上還有少量光滑解理面。

(4)經(jīng)過(guò)固溶處理的15Mn0.8C- Al- Si鋼在拉伸過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生TRIP效應(yīng)，由計(jì)算可知，鋼中殘留奧氏體量越高，鋼的塑性越好。