280VK冷軋高強(qiáng)鋼退火過(guò)程的組織演變及析出機(jī)理

譙德高， 羅曉陽(yáng)， 胡雙喜， 侯園園， 張志堅(jiān)， 唐興昌

(1. 酒泉鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司 碳鋼薄板廠， 甘肅 嘉峪關(guān) 735100；2. 蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 甘肅 蘭州 730050；3. 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 甘肅 蘭州 730050)

目前，全球能源緊張形勢(shì)日趨嚴(yán)重，在汽車產(chǎn)量不降反升的情況下，實(shí)現(xiàn)汽車節(jié)能減排的手段之一，就是在確保穩(wěn)定安全的基礎(chǔ)上，減少車輛自身質(zhì)量[1-3]。具體方法有兩種，一是優(yōu)化汽車結(jié)構(gòu)來(lái)達(dá)到輕量化的目標(biāo)；二是在汽車結(jié)構(gòu)不變的情況下，采用高強(qiáng)材料來(lái)實(shí)現(xiàn)輕量化。高強(qiáng)材料大體上分為兩類，一類是在傳統(tǒng)工藝上不斷優(yōu)化的高強(qiáng)鋼，另一類是有色金屬(鋁、鎂)合金、新型高分子材料和復(fù)合材料[4-5]。Ti作為一種在高強(qiáng)鋼中單獨(dú)添加的元素，需要在生產(chǎn)過(guò)程中通過(guò)熱機(jī)械控制工藝和高溫軋制工藝[6]控制其在鋼中的析出行為，才能達(dá)到強(qiáng)化和穩(wěn)定高強(qiáng)鋼性能的目的。添加微合金元素Ti實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)鋼性能的強(qiáng)化和穩(wěn)定，既可以發(fā)揮我國(guó)鈦礦豐富的資源和成本優(yōu)勢(shì)，又符合行業(yè)對(duì)于發(fā)展鈦微合金化的發(fā)展戰(zhàn)略[7]。

本文以添加0.06%合金元素Ti的試驗(yàn)鋼為研究對(duì)象，結(jié)合控軋控冷工藝與控制冷軋工藝，研究了壓下量50%的冷軋態(tài)鈦微合金鋼經(jīng)過(guò)不同溫度的等溫退火后C、N化物的析出行為及強(qiáng)化機(jī)理，闡明了Ti的C、N化物穩(wěn)定析出的控制機(jī)制。

圖2 不同溫度退火態(tài)試樣的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the annealed specimens at different temperatures(a) 580 ℃； (b) 630 ℃； (c) 680 ℃； (d) 730 ℃； (e) 780 ℃

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用280VK冷軋高強(qiáng)鋼為真空感應(yīng)爐冶煉澆鑄成坯，其化學(xué)成分如表1所示。將鑄坯放入箱式電阻爐中加熱至1160 ℃并保溫2 h，然后利用可逆軋機(jī)將鑄坯熱軋至4 mm(熱軋工藝參數(shù)如表2所示)。熱軋鋼板經(jīng)酸洗后冷軋至2 mm(壓下量為50%)，然后在板寬1/4處沿橫向截取尺寸為40 mm×15 mm×1 mm 的條狀試樣，對(duì)其進(jìn)行退火處理。退火處理方案如圖1表示，退火溫度分別為580、630、680、730和780 ℃，保溫時(shí)間設(shè)定為12 h，隨爐冷卻至200 ℃，最后空冷至室溫。

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

采用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣基體微觀形貌，采用透射電鏡(TEM)對(duì)試樣的顯微組織和析出

表2 熱軋工藝參數(shù)

圖1 試驗(yàn)鋼退火處理方案Fig.1 Annealing scheme of the tested steel

相進(jìn)行分析，使用電子背散射衍射(EBSD)采集試樣晶粒特征及取向，采用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP-OES)測(cè)得Ti元素析出量，利用電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)、HvT-1000A型維氏硬度計(jì)(加載載荷砝碼20 kg，保荷時(shí)間10 s)對(duì)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織轉(zhuǎn)變

圖2為冷軋?jiān)囼?yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火處理后的顯微組織。由圖2可見(jiàn)，試樣微觀組織均為多邊形鐵素體，經(jīng)過(guò)不同溫度的退火處理后，試樣均發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶行為，形成了無(wú)畸變的等軸鐵素體晶粒，且分布均勻。退火溫度不同，試樣再結(jié)晶晶粒也存在差異，退火溫度與試樣晶粒度整體呈正相關(guān)。當(dāng)退火溫度從580 ℃提高到680 ℃時(shí)，晶粒度從8.1下降到7.4；當(dāng)退火溫度提高至730 ℃后，晶粒粗化，晶粒度為6.9；當(dāng)退火溫度提高至780 ℃時(shí)，晶粒度達(dá)到6.7。

圖3為試驗(yàn)鋼在不同溫度退火后的TEM微觀結(jié)構(gòu)。由圖3可以看出，經(jīng)過(guò)不同溫度退火保溫12 h后，可以觀察到數(shù)量、尺寸不同的第二相析出粒子。對(duì)析出粒子進(jìn)行EDS分析，為Ti的碳化物。退火溫度為580 ℃時(shí)，試樣基體中析出粒子數(shù)量較多，分布較為均勻，尺寸大多在10 nm以下，平均尺寸為7.10 nm。隨著退火溫度的升高，試樣基體中析出粒子數(shù)量逐漸減少，尺寸逐漸增大。退火溫度為780 ℃時(shí)，析出粒子的尺寸達(dá)到最大，數(shù)目最少，析出粒子最大尺寸達(dá)到25.83 nm，平均尺寸為21.90 nm。

圖3 不同溫度退火態(tài)試樣的TEM圖及EDS分析Fig.3 TEM images and EDS analysis of the annealed specimens at different temperatures(a) 580 ℃； (b) 630 ℃； (c) 680 ℃； (d) 730 ℃； (e) 780 ℃

具有析出強(qiáng)化效果的析出粒子尺寸一般在3～10 nm[8]。通過(guò)分析可知，退火溫度在780 ℃時(shí)析出粒子的尺寸過(guò)大不具有強(qiáng)化效果，退火溫度在580 ℃時(shí)析出粒子都小于10 nm，但是析出粒子尺寸較少，強(qiáng)化效果不明顯。退火溫度在680 ℃和730 ℃時(shí)含有少量尺寸小于10 nm的析出粒子，滿足析出強(qiáng)化要求，但析出粒子數(shù)目較少，強(qiáng)化效果依舊不明顯。退火溫度在630～680 ℃時(shí)大量析出粒子的尺寸在3～10 nm內(nèi)，具有較強(qiáng)的析出強(qiáng)化效果。

2.2 顯微織構(gòu)演變

圖4為不同溫度退火后試驗(yàn)鋼基體的晶粒取向圖。圖4中用不同的顏色分別表示不同取向的晶粒，其中藍(lán)色、紅色、綠色分別表示{111}、{001}、{101}取向。

圖4 不同溫度退火態(tài)試驗(yàn)鋼的晶粒取向圖(a)熱軋?jiān)嚇樱?b)冷軋?jiān)嚇樱?c)580 ℃；(d)630 ℃；(e)680 ℃；(f)730 ℃；(g)780 ℃Fig.4 Grain orientation maps of the tested steel annealed at different temperatures(a) hot-rolled; (b) cold-rolled; (c) 580 ℃; (d) 630 ℃; (e) 680 ℃; (f) 730 ℃; (g) 780 ℃

通過(guò)圖4發(fā)現(xiàn)，退火溫度為580～680 ℃時(shí)，試樣基體中等軸晶占絕大部分，長(zhǎng)條狀晶粒占少部分，由此試樣只發(fā)生部分再結(jié)晶；退火溫度為730 ℃時(shí)，試樣基體中均為等軸晶，由此說(shuō)明試樣發(fā)生了完全再結(jié)晶。隨著退火溫度的不斷升高，試樣基體中等軸晶粒尺寸逐漸長(zhǎng)大。當(dāng)退火溫度達(dá)到780 ℃時(shí)，由于退火溫度過(guò)高，可以觀察到試樣中部分晶粒異常長(zhǎng)大。從晶粒取向分布可以看出，在不同溫度退火時(shí)，{001}取向晶粒占比都最小，而且其占比隨退火溫度的上升而逐漸減小。退火溫度為580 ℃時(shí)，{001}取向晶粒占比最大，約為1/4，退火溫度為780 ℃時(shí)為1/6～1/5。{001}取向的減弱，取而代之的是{101}取向的增加，630 ℃時(shí)的{101}取向占比最大，630、730、780 ℃退火時(shí)的{101}取向都有一個(gè)相同的特征，即幾個(gè)相鄰晶粒都具有{101}取向。

2.3 析出相熱力學(xué)計(jì)算

試驗(yàn)鋼只加入一種微合金元素Ti，在不同退火溫度下Ti的析出相是不同的，利用吉布斯自由能ΔG可以判斷析出相先后順序以及穩(wěn)定性。Ti微合金元素析出反應(yīng)的ΔG<0并且數(shù)值越小，反應(yīng)發(fā)生的優(yōu)先級(jí)越高，生成物相對(duì)更越穩(wěn)定[9]?？梢岳脴?biāo)準(zhǔn)反應(yīng)吉布斯自由能變化ΔGθ表達(dá)吉布斯自由能變化ΔG。不同溫度下的反應(yīng)公式如式(1)所示。

(1)

根據(jù)含量占比，可以在理想情況下將占比為絕大部分的鐵基體作為溶劑，除此之外的元素作為溶質(zhì)元素。將濃度轉(zhuǎn)換為校正后的活度，根據(jù)熱力學(xué)理論，并將現(xiàn)場(chǎng)環(huán)境假設(shè)為壓力和溫度都保持不變，恒溫恒壓下，修訂為式(2)。

(2)

式中：ΔGT,P為標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能常數(shù)；ni為作為反應(yīng)物i的物質(zhì)計(jì)量系數(shù)；R=8.314 J/(K·mol)；T為反應(yīng)絕對(duì)溫度；ai為組元i的活度；fi為組元i的活度系數(shù)；w(i)為組元i的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。其中fi可用式(3)計(jì)算：

(3)

表3 1600 ℃時(shí)各組元的一級(jí)相互作用系數(shù)

根據(jù)本試驗(yàn)鋼化學(xué)成分，計(jì)算化學(xué)反應(yīng)吉布斯自由能隨溫度的變化值，涉及式(4)～式(10)化學(xué)反應(yīng)，計(jì)算后得到各個(gè)化學(xué)反應(yīng)的ΔGθ=A+BT表達(dá)式為：

C(s)=[C] ΔGθ=22 590-42.26T

(4)

(5)

Ti(s)=[Ti] ΔGθ=-25 100-44.98T

(6)

Ti(s)+C(s)=TiC(s) ΔGθ=-184 800+12.25T,T=298～1943 K

(7)

Ti(s)+N(s)=TiN(s) ΔGθ=-336 300+93.26T,T=298～1943 K

(8)

Al(s)=[Al] ΔGθ=-63 180-27.91T

(9)

Al(s)+N(s)=AlN(s)

ΔGθ=-327 100+115.52T,T=298～1943 K

(10)

從而可得，不同反應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能ΔGθ與溫度T的關(guān)系：

[Ti]+[C]=TiC(s) ΔGθ=-182 290+99.79T

(11)

[Ti]+[N]=TiN(s) ΔGθ=-314 800+114.15T

(12)

[Al]+[N]=AlN(s) ΔGθ=-267 520+119.22T

(13)

將表3中各元素之間相互作用系數(shù)代入公式(3)，取w(C)=0.06、w(P)=0.015、w(S)=0.015、w(Al)=0.015、w(N)=0.006、w(Ti)=0.06，結(jié)果為：

(14)

(15)

(16)

(17)

最終得到化學(xué)反應(yīng)吉布斯自由能為：

[Ti]+[C]=TiC(s) ΔG=-181 927+146.75T

(18)

[Ti]+[N]=TiN(s) ΔG=-316 139+180.08T

(19)

[Al]+[N]=AlN(s) ΔG=-267 883+196.67T

(20)

圖5為不同析出相在不同溫度下的吉布斯自由能。析出物TiN、AlN和TiC激活能等于0時(shí)，溫度分別為1755、1362、1240 K，熱軋開(kāi)始階段溫度為1160 ℃，在此溫度下僅有TiN的激活能小于0，熱軋終止溫度為900 ℃，所以在熱軋溫度區(qū)間，N完全消耗，析出相主要以TiN為主。580～780 ℃為實(shí)驗(yàn)室退火溫度區(qū)間，析出相的優(yōu)先級(jí)順序?yàn)門iN>AlN>TiC。試驗(yàn)退火溫度下，Ti的碳氮化物的吉布斯自由能小于0，說(shuō)明在退火溫度580～780 ℃，生成TiC(N)的反應(yīng)是自發(fā)反應(yīng)，而N的缺失導(dǎo)致第二相析出以TiC為主。

圖5 不同析出相的激活能Fig.5 Activation energy of different precipitates

2.4 析出相含量統(tǒng)計(jì)

試驗(yàn)鋼中微合金元素Ti的總量是由Ti的析出量和固溶量?jī)刹糠謽?gòu)成，因此可以采用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP-OES)分析測(cè)量不同退火溫度試樣中Ti的析出量。利用化學(xué)法制備鹽酸溶液，與試驗(yàn)鋼中的固溶Ti反應(yīng)，而析出的含Ti化合物不與鹽酸溶液發(fā)生反應(yīng)，待固溶Ti完全溶解后，用定性濾紙過(guò)濾掉固體殘?jiān)?，提取出固溶Ti進(jìn)行測(cè)量，然后通過(guò)定量分析獲得含Ti析出相的含量[10-11]。

不同退火溫度下Ti固溶量占比如圖6所示。在580～730 ℃溫度區(qū)間內(nèi)，隨著退火溫度的升高Ti固溶量占比呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，580 ℃時(shí)固溶量占比最高，為12.5%，析出量占比為87.5%；730 ℃的固溶量占比為7.5%，析出量占比為92.5%。因此在580～730 ℃退火溫度區(qū)間內(nèi)，隨著退火溫度的升高，Ti析出量占比呈上升趨勢(shì)，但在退火溫度780 ℃時(shí)，含Ti的碳化物析出能力開(kāi)始減弱，析出量占比為77.0%。

圖6 不同退火溫度下Ti固溶量占比Fig.6 Percentage of solved Ti in solid solution at different annealing temperatures

2.5 力學(xué)性能

圖7 不同退火溫度下試驗(yàn)鋼的維氏硬度Fig.7 Vickers hardness of the tested steel annealed at different temperatures

圖7為不同退火溫度下試樣的維氏硬度。退火溫度在580～730 ℃下，試驗(yàn)鋼的維氏硬度總體呈現(xiàn)水平狀態(tài)，在此溫度區(qū)間發(fā)生晶粒的回復(fù)和再結(jié)晶過(guò)程是基本相同的，退火溫度在580 ℃時(shí)維氏硬度為132 HV20，由于析出強(qiáng)化作用，630 ℃時(shí)維氏硬度達(dá)到140 HV20，隨后下降到730 ℃時(shí)的130 HV20，780 ℃時(shí)晶粒的粗大和極弱的析出效果，導(dǎo)致維氏硬度減小到99 HV20。

表4為熱軋態(tài)、冷軋態(tài)及經(jīng)不同溫度退火處理后試樣的力學(xué)性能結(jié)果。退火溫度為580 ℃時(shí)試樣抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為481 MPa、417 MPa和19%；退火溫度為680 ℃時(shí)，屈服強(qiáng)度為372 MPa，抗拉強(qiáng)度為440 MPa，伸長(zhǎng)率為28%。退火溫度為730 ℃和780 ℃時(shí)，晶粒粗化，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度開(kāi)始減小，屈服強(qiáng)度下降到227 MPa和202 MPa，屈強(qiáng)比減小。由此可以看出，退火溫度為630～680 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能較好。

表4 熱軋態(tài)、冷軋態(tài)及經(jīng)不同溫度退火處理后 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

3 結(jié)論

1) 280VK冷軋高強(qiáng)鋼在580～780 ℃溫度區(qū)間進(jìn)行退火，其基體組織均為等軸鐵素體，隨著退火溫度的升高，晶粒尺寸逐漸增大，當(dāng)退火溫度為730 ℃，保溫12 h后，試驗(yàn)鋼發(fā)生了完全再結(jié)晶，當(dāng)退火溫度達(dá)到780 ℃時(shí)，由于退火溫度過(guò)高，試驗(yàn)鋼基體中部分晶粒發(fā)生異常長(zhǎng)大。

2) 利用熱力學(xué)理論計(jì)算不同析出相的激活能，得出試驗(yàn)鋼中析出相的優(yōu)先級(jí)順序?yàn)門iN>AlN>TiC。由于試驗(yàn)鋼中N含量不足限制了TiN的析出，導(dǎo)致其基體中第二相析出以TiC為主。

3) 試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)退火處理后，其基體中產(chǎn)生大量的TiC析出粒子，隨著退火溫度的升高，析出粒子尺寸逐漸增大，數(shù)量逐漸減少，Ti析出量占比呈先增大后減小趨勢(shì)，退火溫度達(dá)到780 ℃時(shí)含Ti的析出相有回溶現(xiàn)象。

4) 隨著退火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率逐漸升高。在退火溫度為680 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能較好，其屈服強(qiáng)度為372 MPa，抗拉強(qiáng)度為440 MPa，伸長(zhǎng)率為28%。