退火溫度對冷軋F(tuán)e-0.4C-10Mn-6Al高強(qiáng)鋼組織與力學(xué)性能的影響

蘇宏東， 樊 偉， 馮運(yùn)莉

(華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院， 河北 唐山 063210)

隨著社會經(jīng)濟(jì)的不斷發(fā)展，至2021年6月，全國機(jī)動車保有量已經(jīng)達(dá)到3.84億輛，其中汽車保有量達(dá)到2.92億輛，占比達(dá)到76%[1]。機(jī)動車保有量的快速增長給能源與環(huán)保帶來了巨大壓力，汽車作為主要的能源消耗產(chǎn)品，在節(jié)能減排方面不容忽視。為了達(dá)到“節(jié)能減排”這一目標(biāo)，需要在既保證汽車安全性能不變的情況下減輕汽車的整車自重。對于傳統(tǒng)燃油汽車，整車自重每降低100 kg，尾氣有害排放物可降低4%左右[2-3]。對于新能源電動汽車，整車自重每減少100 kg，耗電量可減少0.55%[4]。在各種輕量化材料中，先進(jìn)高強(qiáng)鋼(Advanced high strength steel，AHSS)是最基礎(chǔ)的材料，近年來，先進(jìn)高強(qiáng)鋼中的中錳鋼由于具有低成本以及優(yōu)異的力學(xué)性能而受到國內(nèi)外眾多學(xué)者的關(guān)注[5-8]。向中錳鋼中加入適量的輕量化鋁元素可以得到一種具有低密度以及高強(qiáng)塑積的新型高強(qiáng)鋼。加入低摩爾質(zhì)量的鋁可以有效地擴(kuò)展鐵素體基體晶格，使鋼的密度降低1%以上[9-10]。不同的加工工藝及熱處理工藝會對先進(jìn)高強(qiáng)鋼的組織與力學(xué)性能產(chǎn)生很大的影響[11-13]。因此本文研究了不同退火溫度對冷軋F(tuán)e-0.4C-10Mn-6Al高強(qiáng)鋼組織與力學(xué)性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的化學(xué)成分如表1所示。采用50 kg中頻真空感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉，并進(jìn)行氬氣氣氛保護(hù)，最終形成40 kg鑄錠。將鑄錠在1200 ℃下保溫2 h空冷至室溫后切割成尺寸為70 mm×40 mm×80 mm的鑄坯。鑄坯在1200 ℃保溫30 min，7道次熱軋至4 mm 厚，隨后空冷至室溫。在熱軋板上切割若干個50 mm×150 mm的長方形板材用于冷軋，冷軋前對鋼板進(jìn)行700 ℃均勻化退火，防止鋼板在冷軋過程中開裂。采用四輥冷軋機(jī)進(jìn)行50%壓下量的冷軋變形，冷軋板的厚度為2 mm。將冷軋后的鋼板分為5組，分別在600、650、700、750和800 ℃退火30 min后空冷至室溫。

沿軋制方向切取尺寸為6 mm×10 mm的冷軋退火試樣若干，經(jīng)打磨、拋光、4%硝酸酒精腐蝕，利用ZEISS Axio Vert.A1光學(xué)顯微鏡對腐蝕后的試樣進(jìn)行組織觀察，使用FEI Quanta-650 FEG型熱場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行組織觀察和分析。將經(jīng)過打磨并拋光至鏡面后電解拋光的試樣進(jìn)行EBSD檢測分析。利用Instron 3382電子萬能拉伸試驗機(jī)以0.0075 mm/s的拉伸速率在室溫下進(jìn)行拉伸試驗，測定材料的力學(xué)性能。使用D-MAX 2500型Cu-Kα銅靶X射線衍射儀測定試樣中奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，掃描速度2°/min，掃描角度30°～120°。奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ的計算公式為：

(1)

式中：Vγ為奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體若干晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度；Iα為鐵素體若干晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 微觀組織分析

試驗鋼冷軋后的顯微組織如圖1所示，圖1(a)為冷軋試驗鋼的OM組織，主要為條帶狀δ-鐵素體、塊狀α-鐵素體及奧氏體與馬氏體的多相組織，同時發(fā)現(xiàn)沿奧氏體晶界分布著黑色顆粒狀碳化物。由于試驗鋼的鋁含量高達(dá)6%，鐵素體相區(qū)被擴(kuò)大，因此高溫的δ-鐵素體被保留的更多，經(jīng)過軋制后沿著軋制方向呈條帶狀分布。馬氏體是熱軋后空冷至室溫時，不穩(wěn)定的奧氏體發(fā)生了馬氏體相變生成的。但由于鋼中錳含量較高，大部分富Mn奧氏體過于穩(wěn)定，沒有發(fā)生馬氏體相變。其中，α-鐵素體與碳化物是由熱軋鋼冷卻發(fā)生奧氏體共析反應(yīng)而產(chǎn)生的[14]。圖1(b)為冷軋試驗鋼的SEM組織，可以看到冷軋后細(xì)小的奧氏體以及分布在奧氏體晶界處的棒狀及塊狀碳化物，這是由于晶界處析出的碳化物阻礙了奧氏體晶界遷移，阻礙了奧氏體晶粒長大，從而形成細(xì)小奧氏體。

圖1 冷軋態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the cold-rolled tested steel(a) OM; (b) SEM

圖2 不同溫度退火后試驗鋼的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the tested steel annealed at different temperatures(a) 600 ℃； (b) 650 ℃； (c) 700 ℃； (d) 750 ℃； (e) 800 ℃

圖2為試驗鋼冷軋后經(jīng)不同溫度退火后的SEM組織。試驗鋼經(jīng)過兩相區(qū)退火后，發(fā)生了奧氏體逆轉(zhuǎn)變，從而得到呈等軸狀的奧氏體晶粒，且晶粒尺寸隨退火溫度升高而增大。退火溫度為600 ℃時，δ-鐵素體呈條帶狀分布，奧氏體沿著軋向分布，在奧氏體晶界處仍然分布著大量的棒狀和橢球狀碳化物，說明在600 ℃退火時碳化物未完全溶解。退火溫度為650 ℃時，如圖2(b)所示，奧氏體呈板條狀分布，δ-鐵素體仍很粗大，晶界處碳化物數(shù)量減少。退火溫度為700 ℃時，如圖2(c)所示，可以觀察到晶界處碳化物已經(jīng)完全消失，取而代之的是細(xì)小的粒狀再結(jié)晶奧氏體，說明碳化物已經(jīng)全部溶解，δ-鐵素體依然呈條帶狀分布。退火溫度為750 ℃時，如圖2(d)所示，可以觀察到奧氏體占比增大，晶粒尺寸不均勻，δ-鐵素體條帶變得細(xì)小。退火溫度為800 ℃時，如圖2(e)所示，奧氏體晶粒尺寸比較均勻，δ-鐵素體條帶內(nèi)出現(xiàn)細(xì)小的條狀奧氏體，這說明在粗大的δ-鐵素體內(nèi)發(fā)生了回復(fù)以及C、Mn元素擴(kuò)散、富集的現(xiàn)象。退火溫度由600 ℃升高到800 ℃時，奧氏體發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶的程度逐漸升高，再結(jié)晶奧氏體晶粒含量增多，尺寸增大，δ-鐵素體依然呈條帶狀，這與已有研究結(jié)果相符，即δ-鐵素體通常在900 ℃以上才能發(fā)生再結(jié)晶[15-16]。

圖3為試驗鋼退火后的XRD圖譜，試驗鋼退火后的主要組織為奧氏體與鐵素體的雙相組織，不同溫度退火后，奧氏體峰與鐵素體峰在角度上的分布沒有太大變化，只是衍射峰強(qiáng)度不同。由于退火溫度不同，試驗鋼中的兩相比例有所差別。經(jīng)計算，退火溫度為600 ℃退火時奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ=31%，700 ℃時Vγ= 39.9%，800 ℃時Vγ=56.2%?？芍S著退火溫度的升高，組織中的奧氏體含量也隨之升高，這是由于隨著退火溫度的升高，馬氏體發(fā)生了奧氏體逆轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致奧氏體含量增多。

圖3 不同退火溫度下試驗鋼的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the tested steel annealed at different temperatures

圖4為試驗鋼在800 ℃退火后的EBSD圖像。由圖4(a)可知，試驗鋼組織中的晶粒取向分布在<001>、<111>、<101>，紅色區(qū)域<001>和綠色區(qū)域<101>占比較大。由圖4(b，c)可以觀察到呈等軸狀分布的細(xì)小奧氏體晶粒、細(xì)條狀的δ-鐵素體以及細(xì)小的α-鐵素體，均勻分布的組織有利于力學(xué)性能的提升。

圖4 800 ℃退火后試驗鋼的EBSD圖(a)IPF圖；(b)IQ圖；(c)晶界分布圖；(d)相分布圖Fig.4 EBSD images of the tested steel annealed at 800 ℃(a) IPF diagram; (b) IQ diagram; (c) grain boundary distribution; (d) phase distribution

圖5(a)為800 ℃退火后試驗鋼的取向差分布圖，試驗鋼經(jīng)800 ℃退火后，大角度的取向差分布較多，大角度晶界占比達(dá)到64%。退火后的試驗鋼大角度晶界主要分布在40°～47°之間以及56°～62°之間。圖5(b) 為800 ℃退火后試驗鋼的晶粒尺寸分布，平均晶粒尺寸達(dá)到1.47 μm左右，退火后試驗鋼的晶粒尺寸分布出現(xiàn)了明顯的雙峰結(jié)構(gòu)，意味著組織中的晶粒是大小不一、交替分布的，具有規(guī)律性多尺度結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)。

圖5 800 ℃退火后試驗鋼的取向差分布(a)與晶粒尺寸分布(b)Fig.5 Distributions of misorientation(a) and grain size(b) of the tested steel annealed at 800 ℃

2.2 力學(xué)性能分析

對不同退火溫度下的試驗鋼進(jìn)行拉伸性能測試，得到如圖6所示的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖6可以看出，試驗鋼在拉伸過程中沒有屈服平臺的產(chǎn)生，呈現(xiàn)出連續(xù)屈服，屈服后產(chǎn)生均勻塑性變形，有明顯的加工硬化現(xiàn)象。具體的拉伸性能如表2所示，隨著退火溫度的升高，強(qiáng)度呈下降趨勢，伸長率則呈上升趨勢。600 ℃退火后屈服強(qiáng)度最高，為1080.8 MPa，抗拉強(qiáng)度最高，為1141.0 MPa，伸長率最低，為10.5%；800 ℃退火后屈服強(qiáng)度最低，為632.2 MPa，抗拉強(qiáng)度最低，為848.8 MPa，伸長率最高，為32.8%。在600 ℃退火時，碳化物未完全溶解，沿晶界分布，在拉伸過程中，碳化物釘扎晶界，阻礙位錯運(yùn)動，使位錯在晶界處塞積，發(fā)生明顯的塑性變形，出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象，屈服點(diǎn)升高，因此試驗鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較大，伸長率相應(yīng)較低。隨著退火溫度的不斷升高，晶粒發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，隨著晶粒尺寸的不斷變大，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，伸長率升高。退火溫度為800 ℃時，綜合性能較好，抗拉強(qiáng)度為848.8 MPa，伸長率為32.8%，強(qiáng)塑積為27.84 GPa·%。

圖6 不同退火溫度下試驗鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curves of the tested steel annealed at different temperatures

表2 不同退火溫度下試驗鋼的力學(xué)性能

3 結(jié)論

1) Fe-0.4C-10Mn-6Al高強(qiáng)鋼經(jīng)冷軋后，微觀組織主要為δ-鐵素體、α-鐵素體、奧氏體、馬氏體以及碳化物。隨著退火溫度由600 ℃上升至800 ℃，粗大的δ-鐵素體變細(xì)小，碳化物逐步溶解，并且試驗鋼中的馬氏體發(fā)生了逆相變，奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨退火溫度的升高而增加，奧氏體晶粒呈現(xiàn)等軸化，尺寸不斷增大。

2) 隨著退火溫度由600 ℃上升至800 ℃，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度由1141.0 MPa下降至848.8 MPa，伸長率由10.5%上升至32.8%，在800 ℃退火后綜合力學(xué)性能較好，強(qiáng)塑積達(dá)到27.84 GPa·%。