0.   引言

隨著汽車保有量的增加以及能源短缺和環境污染問題的日益尖銳,汽車需在保證安全的同時減少廢氣排放量,以提高能源利用率[1-6]。輕量化是實現汽車工業節能減排的一個重要技術路徑,為了提高輕量化水平,大量先進高強鋼和鋁合金等新型材料被應用到汽車上。其中,含δ-鐵素體的Fe-C-Mn-Al輕質高強鋼是一種很有前途的汽車材料[7],由于具有溶質原子固溶和晶格膨脹的特性,該鋼表現出優異的強度和延展性[8-12]。YI等[13]研究發現,在Fe-C-Mn-Al高強鋼中的鋁元素不僅可以抑制α相變過程中滲碳體的析出,還可以促進由強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,但是目前有關退火工藝對Fe-C-Mn-Al高強鋼組織和性能影響的研究較少。因此,作者以Fe-0.4C-2Mn-4Al高強鋼為研究對象,研究了退火溫度對其組織與拉伸性能的影響,以期為汽車用鋼的生產和應用提供一些參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

按照名義成分（質量分數/%）為Fe-0.4C-2Mn-4Al稱取原料,在真空感應爐中熔煉并澆鑄成50 kg鑄錠,采用sparkCCD 7000型火花直讀光譜儀測得其化學成分（質量分數）為0.40%C,2%Mn,4%Al,0.008 6%S,0.009 4%P,余Fe。鑄錠經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高剛度二輥熱軋機上進行熱軋,初軋溫度為1 100 ℃,終軋溫度為880 ℃；經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的長方體試樣,對試樣進行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四輥可逆冷軋試驗機上進行冷軋,冷軋后的鋼板厚度為1.9 mm,總壓下率為50%。采用KBF11Q型箱式退火爐對冷軋板進行雙相區退火,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將不同狀態的試驗鋼沿軋向切割出表面尺寸為8 mm×12 mm的金相試樣,經打磨、拋光,用體積分數4%的硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用ZEISS Axio Vert.A1型光學顯微鏡（OM）和FEI-Quanta-650FEG型熱場發射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織。按照GB/T 228.1—2010,在不同狀態的試驗鋼板上截取如圖1所示的拉伸試樣,采用Instron 3382型電子萬能材料試驗機進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為0.007 5 mm·s−1,測3次取平均值。 

圖  1  拉伸試樣的尺寸

Figure  1.  Size of tensile specimen

2.   試驗結果與討論

2.1   顯微組織

由圖2可以看出,熱軋態試驗鋼的組織主要由δ-鐵素體、α-鐵素體、滲碳體以及一些細小的碳化物組成,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,細小的碳化物分布在鐵素體晶界處。組織中出現的粗大δ-鐵素體條帶是因為鋁是鐵素體強穩定元素,具有擴大鐵素體相區的作用,當其質量分數大于3%時,在凝固進程中由液相轉變生成的δ-鐵素體在后續固態相變過程中不會發生轉變,從而保留到室溫[17]。α-鐵素體和碳化物是奧氏體發生共析反應生成的。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,未固溶的碳會與其他金屬元素結合形成碳化物。試驗鋼中碳質量分數達到0.4%,遠高于其在鐵素體中的固溶度,因此晶界處形成碳化物。根據文獻[18-20],在Fe-C-Mn-Al系高強鋼晶界處分布的應為κ型碳化物。 

圖  2  熱軋態試驗鋼的顯微組織

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

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

圖  3  冷軋態試驗鋼的顯微組織

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

在退火過程中位錯的數量和形態發生改變,位錯密度降低,內部應力得到釋放,鋼的組織發生顯著改變。由圖4可知：當退火溫度為650 ℃時,δ-鐵素體保留著軋制后的拉長狀態,未發生完全再結晶。在退火溫度為700 ℃時,δ-鐵素體晶粒發生回復,再結晶程度增加,出現無畸變的新的α-鐵素體晶粒,碳化物開始溶解。此時,α-鐵素體晶粒尺寸細小。隨著退火溫度升高至750 ℃,δ-鐵素體晶粒再結晶程度進一步增加,α-鐵素體晶粒尺寸增大,碳化物進一步溶解。此時,α-鐵素體與滲碳體的分布最為均勻。在800 ℃退火時,δ-鐵素體晶粒幾乎發生完全再結晶,此時α-鐵素體晶粒尺寸最大,碳化物數量最少。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量減少。 

圖  4  不同溫度退火后試驗鋼的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：熱軋態試驗鋼經過冷軋后,其抗拉強度顯著提高,斷后伸長率顯著降低,這是由于在冷軋過程中不同位錯之間相互分割、纏繞,導致位錯密度升高；不同溫度退火態試驗鋼的拉伸曲線均未見明顯的屈服平臺,說明試驗鋼發生連續的均勻塑性變形。由表1可知：當退火溫度為650 ℃時,試驗鋼的抗拉強度最高,斷后伸長率最低,這是由于此時退火溫度較低,試驗鋼組織再結晶程度低,位錯數量減少的程度小；隨著退火溫度升高,抗拉強度和屈服強度整體呈降低趨勢,斷后伸長率增大,這是由于隨著退火溫度的升高,位錯密度降低,再結晶程度增加,晶粒尺寸不斷變大,碳化物數量減少。試驗鋼的強度隨退火溫度升高整體呈降低趨勢,但750 ℃的強度略高于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。當退火溫度為750 ℃時,試驗鋼的強塑積最大,綜合性能最好。 

圖  5  不同處理態試驗鋼的拉伸工程應力-工程應變曲線

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

通過工程應力-工程應變曲線得到加工硬化率-真應變曲線[23],如圖6所示。由圖6可以看出,不同溫度退火試驗鋼的加工硬化率變化趨勢基本一致,均可大致分為3個階段[24]：第一階段的初始加工硬化率很高,并呈直線下降趨勢,此時試驗鋼由彈性變形轉為塑性變形,加工硬化率最低點為塑性變形開始的位置；第二階段初期,即塑性變形開始時,其加工硬化十分顯著,加工硬化率呈直線上升趨勢,在這一過程中組織中多組滑移系同時開動,位錯之間相互割階、纏結,位錯密度迅速升高,當位錯運動到晶界附近受到晶界阻礙,產生大量位錯塞積,從而使試驗鋼的變形抗力提高；在第三階段,隨著真應變的增加,加工硬化率緩慢下降,這是由于此時滑移可借交滑移繞過阻礙,異號位錯相互抵消[25]。退火溫度為750 ℃時試驗鋼的加工硬化率在較大應變范圍內保持較高的數值,其加工硬化能力大于退火溫度為650,700,800 ℃時,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  不同溫度退火試驗鋼的加工硬化率-真應變曲線

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

3.   結論

（1）熱軋和冷軋態試驗鋼的顯微組織均主要由δ-鐵素體、α-鐵素體、滲碳體以及細小的κ型碳化物組成；不同溫度退火后組織類型未發生明顯改變,但隨著退火溫度的升高,δ-鐵素體條帶消失,再結晶程度增加,α-鐵素體晶粒尺寸增大,碳化物數量減少。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鋼的拉伸曲線均未見明顯的屈服平臺,說明試驗鋼發生連續的均勻塑性變形；隨著退火溫度的升高,試驗鋼的抗拉強度、屈服強度整體呈降低趨勢,斷后伸長率呈增大趨勢。當退火溫度為750 ℃時,試驗鋼的強塑積最大,為14.28 GPa·%,加工硬化能力最好,綜合性能最好。

文章來源——材料與測試網