0.   引言

隨著汽車保有量的增加以及能源短缺和環(huán)境污染問題的日益尖銳,汽車需在保證安全的同時(shí)減少?gòu)U氣排放量,以提高能源利用率[1-6]。輕量化是實(shí)現(xiàn)汽車工業(yè)節(jié)能減排的一個(gè)重要技術(shù)路徑,為了提高輕量化水平,大量先進(jìn)高強(qiáng)鋼和鋁合金等新型材料被應(yīng)用到汽車上。其中,含δ-鐵素體的Fe-C-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼是一種很有前途的汽車材料[7],由于具有溶質(zhì)原子固溶和晶格膨脹的特性,該鋼表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度和延展性[8-12]。YI等[13]研究發(fā)現(xiàn),在Fe-C-Mn-Al高強(qiáng)鋼中的鋁元素不僅可以抑制α相變過程中滲碳體的析出,還可以促進(jìn)由強(qiáng)而脆的馬氏體和韌性的δ-鐵素體組成的雙相組織形成,從而提高該鋼韌性。熱處理工藝是影響高強(qiáng)鋼性能的重要因素[14-16],最常見的熱處理工藝是熱軋和冷軋后的退火或者淬火+回火,但是目前有關(guān)退火工藝對(duì)Fe-C-Mn-Al高強(qiáng)鋼組織和性能影響的研究較少。因此,作者以Fe-0.4C-2Mn-4Al高強(qiáng)鋼為研究對(duì)象,研究了退火溫度對(duì)其組織與拉伸性能的影響,以期為汽車用鋼的生產(chǎn)和應(yīng)用提供一些參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

按照名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為Fe-0.4C-2Mn-4Al稱取原料,在真空感應(yīng)爐中熔煉并澆鑄成50 kg鑄錠,采用sparkCCD 7000型火花直讀光譜儀測(cè)得其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.40%C,2%Mn,4%Al,0.008 6%S,0.009 4%P,余Fe。鑄錠經(jīng)熱鍛后切割成尺寸為80 mm×60 mm×40 mm的坯料,然后在RAL-NEU型?350 mm×350 mm高剛度二輥熱軋機(jī)上進(jìn)行熱軋,初軋溫度為1 100 ℃,終軋溫度為880 ℃；經(jīng)7道次軋制后其厚度為4 mm,總壓下率為94%。將熱軋板切割成尺寸為50 mm×150 mm×4 mm的長(zhǎng)方體試樣,對(duì)試樣進(jìn)行700 ℃均勻化退火,酸洗去除表面氧化鐵,將試樣一端打磨倒角后,在?150 mm×250 mm四輥可逆冷軋?jiān)囼?yàn)機(jī)上進(jìn)行冷軋,冷軋后的鋼板厚度為1.9 mm,總壓下率為50%。采用KBF11Q型箱式退火爐對(duì)冷軋板進(jìn)行雙相區(qū)退火,退火溫度為650,700,750,800 ℃,保溫30 min后取出試樣,空冷至室溫。 

利用電火花線切割機(jī)將不同狀態(tài)的試驗(yàn)鋼沿軋向切割出表面尺寸為8 mm×12 mm的金相試樣,經(jīng)打磨、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用ZEISS Axio Vert.A1型光學(xué)顯微鏡（OM）和FEI-Quanta-650FEG型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織。按照GB/T 228.1—2010,在不同狀態(tài)的試驗(yàn)鋼板上截取如圖1所示的拉伸試樣,采用Instron 3382型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為0.007 5 mm·s−1,測(cè)3次取平均值。 

圖  1  拉伸試樣的尺寸

Figure  1.  Size of tensile specimen

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   顯微組織

由圖2可以看出,熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的組織主要由δ-鐵素體、α-鐵素體、滲碳體以及一些細(xì)小的碳化物組成,δ-鐵素體呈條帶狀分布,α-鐵素體與滲碳體彌散地分布在組織中,細(xì)小的碳化物分布在鐵素體晶界處。組織中出現(xiàn)的粗大δ-鐵素體條帶是因?yàn)殇X是鐵素體強(qiáng)穩(wěn)定元素,具有擴(kuò)大鐵素體相區(qū)的作用,當(dāng)其質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于3%時(shí),在凝固進(jìn)程中由液相轉(zhuǎn)變生成的δ-鐵素體在后續(xù)固態(tài)相變過程中不會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變,從而保留到室溫[17]。α-鐵素體和碳化物是奧氏體發(fā)生共析反應(yīng)生成的。由鐵碳相圖可知,δ-鐵素體與α-鐵素體中碳固溶度分別為0.009%與0.0218%,在不存在奧氏體的情況下,未固溶的碳會(huì)與其他金屬元素結(jié)合形成碳化物。試驗(yàn)鋼中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到0.4%,遠(yuǎn)高于其在鐵素體中的固溶度,因此晶界處形成碳化物。根據(jù)文獻(xiàn)[18-20],在Fe-C-Mn-Al系高強(qiáng)鋼晶界處分布的應(yīng)為κ型碳化物。 

圖  2  熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織

Figure  2.  Microstructure of hot-rolled test steel: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

由圖3可以看出,經(jīng)冷軋后試驗(yàn)鋼中的組織未發(fā)生變化,仍然由δ-鐵素體、α-鐵素體、滲碳體以及一些細(xì)小的碳化物組成。冷軋后δ-鐵素體條帶厚度變薄,同時(shí)組織中部分碳化物破碎成短棒狀。由于試驗(yàn)鋼中錳含量較低,奧氏體的穩(wěn)定性不高[21-22],因此在室溫組織中未觀察到奧氏體。 

圖  3  冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織

Figure  3.  Microstructure of cold-rolled test steel: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

在退火過程中位錯(cuò)的數(shù)量和形態(tài)發(fā)生改變,位錯(cuò)密度降低,內(nèi)部應(yīng)力得到釋放,鋼的組織發(fā)生顯著改變。由圖4可知：當(dāng)退火溫度為650 ℃時(shí),δ-鐵素體保留著軋制后的拉長(zhǎng)狀態(tài),未發(fā)生完全再結(jié)晶。在退火溫度為700 ℃時(shí),δ-鐵素體晶粒發(fā)生回復(fù),再結(jié)晶程度增加,出現(xiàn)無畸變的新的α-鐵素體晶粒,碳化物開始溶解。此時(shí),α-鐵素體晶粒尺寸細(xì)小。隨著退火溫度升高至750 ℃,δ-鐵素體晶粒再結(jié)晶程度進(jìn)一步增加,α-鐵素體晶粒尺寸增大,碳化物進(jìn)一步溶解。此時(shí),α-鐵素體與滲碳體的分布最為均勻。在800 ℃退火時(shí),δ-鐵素體晶粒幾乎發(fā)生完全再結(jié)晶,此時(shí)α-鐵素體晶粒尺寸最大,碳化物數(shù)量最少。可知,隨著退火溫度的升高,δ-鐵素體條帶逐漸消失,再結(jié)晶程度增加,α-鐵素體晶粒尺寸增大,κ型碳化物因溶解而數(shù)量減少。 

圖  4  不同溫度退火后試驗(yàn)鋼的OM和SEM形貌

Figure  4.  OM (a–d) and SEM (e–h) morphology of test steel annealed at different temperatures

2.2   拉伸性能

由圖5可以看出：熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼經(jīng)過冷軋后,其抗拉強(qiáng)度顯著提高,斷后伸長(zhǎng)率顯著降低,這是由于在冷軋過程中不同位錯(cuò)之間相互分割、纏繞,導(dǎo)致位錯(cuò)密度升高；不同溫度退火態(tài)試驗(yàn)鋼的拉伸曲線均未見明顯的屈服平臺(tái),說明試驗(yàn)鋼發(fā)生連續(xù)的均勻塑性變形。由表1可知：當(dāng)退火溫度為650 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度最高,斷后伸長(zhǎng)率最低,這是由于此時(shí)退火溫度較低,試驗(yàn)鋼組織再結(jié)晶程度低,位錯(cuò)數(shù)量減少的程度小；隨著退火溫度升高,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度整體呈降低趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率增大,這是由于隨著退火溫度的升高,位錯(cuò)密度降低,再結(jié)晶程度增加,晶粒尺寸不斷變大,碳化物數(shù)量減少。試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度隨退火溫度升高整體呈降低趨勢(shì),但750 ℃的強(qiáng)度略高于700 ℃,增幅很小,這歸因于750 ℃退火組織中α-鐵素體與滲碳體的分布更均勻彌散。當(dāng)退火溫度為750 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積最大,綜合性能最好。 

圖  5  不同處理態(tài)試驗(yàn)鋼的拉伸工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線

Figure  5.  Tensile engineering stress-engineering strain curves of test steel in different treatment state

通過工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線得到加工硬化率-真應(yīng)變曲線[23],如圖6所示。由圖6可以看出,不同溫度退火試驗(yàn)鋼的加工硬化率變化趨勢(shì)基本一致,均可大致分為3個(gè)階段[24]：第一階段的初始加工硬化率很高,并呈直線下降趨勢(shì),此時(shí)試驗(yàn)鋼由彈性變形轉(zhuǎn)為塑性變形,加工硬化率最低點(diǎn)為塑性變形開始的位置；第二階段初期,即塑性變形開始時(shí),其加工硬化十分顯著,加工硬化率呈直線上升趨勢(shì),在這一過程中組織中多組滑移系同時(shí)開動(dòng),位錯(cuò)之間相互割階、纏結(jié),位錯(cuò)密度迅速升高,當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到晶界附近受到晶界阻礙,產(chǎn)生大量位錯(cuò)塞積,從而使試驗(yàn)鋼的變形抗力提高；在第三階段,隨著真應(yīng)變的增加,加工硬化率緩慢下降,這是由于此時(shí)滑移可借交滑移繞過阻礙,異號(hào)位錯(cuò)相互抵消[25]。退火溫度為750 ℃時(shí)試驗(yàn)鋼的加工硬化率在較大應(yīng)變范圍內(nèi)保持較高的數(shù)值,其加工硬化能力大于退火溫度為650,700,800 ℃時(shí),這歸因于750 ℃退火后組織中α-鐵素體與滲碳體的分布更均勻彌散。 

圖  6  不同溫度退火試驗(yàn)鋼的加工硬化率-真應(yīng)變曲線

Figure  6.  Work hardening rate-true strain curves of test steel annealed at different temperatures

3.   結(jié)論

（1）熱軋和冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織均主要由δ-鐵素體、α-鐵素體、滲碳體以及細(xì)小的κ型碳化物組成；不同溫度退火后組織類型未發(fā)生明顯改變,但隨著退火溫度的升高,δ-鐵素體條帶消失,再結(jié)晶程度增加,α-鐵素體晶粒尺寸增大,碳化物數(shù)量減少。750 ℃退火后α-鐵素體與滲碳體的分布最為均勻。 

（2）不同溫度退火后試驗(yàn)鋼的拉伸曲線均未見明顯的屈服平臺(tái),說明試驗(yàn)鋼發(fā)生連續(xù)的均勻塑性變形；隨著退火溫度的升高,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度整體呈降低趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率呈增大趨勢(shì)。當(dāng)退火溫度為750 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積最大,為14.28 GPa·%,加工硬化能力最好,綜合性能最好。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)