分享：退火温度对高强钢组织与拉伸性能的影响

0.   引言

随着汽车保有量的增加以及能源短缺和环境污染问题的日益尖锐,汽车需在保证安全的同时减少废气排放量,以提高能源利用率[1-6]。轻量化是实现汽车工业节能减排的一个重要技术路径,为了提高轻量化水平,大量先进高强钢和铝合金等新型材料被应用到汽车上。其中,含δ-铁素体的Fe-C-Mn-Al轻质高强钢是一种很有前途的汽车材料[7],由于具有溶质原子固溶和晶格膨胀的特性,该钢表现出优异的强度和延展性[8-12]。YI等[13]研究发现,在Fe-C-Mn-Al高强钢中的铝元素不仅可以抑制α相变过程中渗碳体的析出,还可以促进由强而脆的马氏体和韧性的δ-铁素体组成的双相组织形成,从而提高该钢韧性。热处理工艺是影响高强钢性能的重要因素[14-16],最常见的热处理工艺是热轧和冷轧后的退火或者淬火+回火,但是目前有关退火工艺对Fe-C-Mn-Al高强钢组织和性能影响的研究较少。因此,作者以Fe-0.4C-2Mn-4Al高强钢为研究对象,研究了退火温度对其组织与拉伸性能的影响,以期为汽车用钢的生产和应用提供一些参考。 

1.   试样制备与试验方法

按照名义成分（质量分数/%）为Fe-0.4C-2Mn-4Al称取原料,在真空感应炉中熔炼并浇铸成50 kg铸锭,采用sparkCCD 7000型火花直读光谱仪测得其化学成分（质量分数）为0.40%C,2%Mn,4%Al,0.008 6%S,0.009 4%P,余Fe。铸锭经热锻后切割成尺寸为80 mm×60 mm×40 mm的坯料,然后在RAL-NEU型?350 mm×350 mm高刚度二辊热轧机上进行热轧,初轧温度为1 100 ℃,终轧温度为880 ℃；经7道次轧制后其厚度为4 mm,总压下率为94%。将热轧板切割成尺寸为50 mm×150 mm×4 mm的长方体试样,对试样进行700 ℃均匀化退火,酸洗去除表面氧化铁,将试样一端打磨倒角后,在?150 mm×250 mm四辊可逆冷轧试验机上进行冷轧,冷轧后的钢板厚度为1.9 mm,总压下率为50%。采用KBF11Q型箱式退火炉对冷轧板进行双相区退火,退火温度为650,700,750,800 ℃,保温30 min后取出试样,空冷至室温。 

利用电火花线切割机将不同状态的试验钢沿轧向切割出表面尺寸为8 mm×12 mm的金相试样,经打磨、抛光,用体积分数4%的硝酸乙醇溶液腐蚀后,采用ZEISS Axio Vert.A1型光学显微镜（OM）和FEI-Quanta-650FEG型热场发射扫描电镜（SEM）观察显微组织。按照GB/T 228.1—2010,在不同状态的试验钢板上截取如图1所示的拉伸试样,采用Instron 3382型电子万能材料试验机进行室温拉伸试验,拉伸速度为0.007 5 mm·s−1,测3次取平均值。 

图  1  拉伸试样的尺寸

Figure  1.  Size of tensile specimen

2.   试验结果与讨论

2.1   显微组织

由图2可以看出,热轧态试验钢的组织主要由δ-铁素体、α-铁素体、渗碳体以及一些细小的碳化物组成,δ-铁素体呈条带状分布,α-铁素体与渗碳体弥散地分布在组织中,细小的碳化物分布在铁素体晶界处。组织中出现的粗大δ-铁素体条带是因为铝是铁素体强稳定元素,具有扩大铁素体相区的作用,当其质量分数大于3%时,在凝固进程中由液相转变生成的δ-铁素体在后续固态相变过程中不会发生转变,从而保留到室温[17]。α-铁素体和碳化物是奥氏体发生共析反应生成的。由铁碳相图可知,δ-铁素体与α-铁素体中碳固溶度分别为0.009%与0.0218%,在不存在奥氏体的情况下,未固溶的碳会与其他金属元素结合形成碳化物。试验钢中碳质量分数达到0.4%,远高于其在铁素体中的固溶度,因此晶界处形成碳化物。根据文献[18-20],在Fe-C-Mn-Al系高强钢晶界处分布的应为κ型碳化物。 

图  2  热轧态试验钢的显微组织

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

由图3可以看出,经冷轧后试验钢中的组织未发生变化,仍然由δ-铁素体、α-铁素体、渗碳体以及一些细小的碳化物组成。冷轧后δ-铁素体条带厚度变薄,同时组织中部分碳化物破碎成短棒状。由于试验钢中锰含量较低,奥氏体的稳定性不高[21-22],因此在室温组织中未观察到奥氏体。 

图  3  冷轧态试验钢的显微组织

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

在退火过程中位错的数量和形态发生改变,位错密度降低,内部应力得到释放,钢的组织发生显著改变。由图4可知：当退火温度为650 ℃时,δ-铁素体保留着轧制后的拉长状态,未发生完全再结晶。在退火温度为700 ℃时,δ-铁素体晶粒发生回复,再结晶程度增加,出现无畸变的新的α-铁素体晶粒,碳化物开始溶解。此时,α-铁素体晶粒尺寸细小。随着退火温度升高至750 ℃,δ-铁素体晶粒再结晶程度进一步增加,α-铁素体晶粒尺寸增大,碳化物进一步溶解。此时,α-铁素体与渗碳体的分布最为均匀。在800 ℃退火时,δ-铁素体晶粒几乎发生完全再结晶,此时α-铁素体晶粒尺寸最大,碳化物数量最少。可知,随着退火温度的升高,δ-铁素体条带逐渐消失,再结晶程度增加,α-铁素体晶粒尺寸增大,κ型碳化物因溶解而数量减少。 

图  4  不同温度退火后试验钢的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

由图5可以看出：热轧态试验钢经过冷轧后,其抗拉强度显著提高,断后伸长率显著降低,这是由于在冷轧过程中不同位错之间相互分割、缠绕,导致位错密度升高；不同温度退火态试验钢的拉伸曲线均未见明显的屈服平台,说明试验钢发生连续的均匀塑性变形。由表1可知：当退火温度为650 ℃时,试验钢的抗拉强度最高,断后伸长率最低,这是由于此时退火温度较低,试验钢组织再结晶程度低,位错数量减少的程度小；随着退火温度升高,抗拉强度和屈服强度整体呈降低趋势,断后伸长率增大,这是由于随着退火温度的升高,位错密度降低,再结晶程度增加,晶粒尺寸不断变大,碳化物数量减少。试验钢的强度随退火温度升高整体呈降低趋势,但750 ℃的强度略高于700 ℃,增幅很小,这归因于750 ℃退火组织中α-铁素体与渗碳体的分布更均匀弥散。当退火温度为750 ℃时,试验钢的强塑积最大,综合性能最好。 

图  5  不同处理态试验钢的拉伸工程应力-工程应变曲线

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

通过工程应力-工程应变曲线得到加工硬化率-真应变曲线[23],如图6所示。由图6可以看出,不同温度退火试验钢的加工硬化率变化趋势基本一致,均可大致分为3个阶段[24]：第一阶段的初始加工硬化率很高,并呈直线下降趋势,此时试验钢由弹性变形转为塑性变形,加工硬化率最低点为塑性变形开始的位置；第二阶段初期,即塑性变形开始时,其加工硬化十分显著,加工硬化率呈直线上升趋势,在这一过程中组织中多组滑移系同时开动,位错之间相互割阶、缠结,位错密度迅速升高,当位错运动到晶界附近受到晶界阻碍,产生大量位错塞积,从而使试验钢的变形抗力提高；在第三阶段,随着真应变的增加,加工硬化率缓慢下降,这是由于此时滑移可借交滑移绕过阻碍,异号位错相互抵消[25]。退火温度为750 ℃时试验钢的加工硬化率在较大应变范围内保持较高的数值,其加工硬化能力大于退火温度为650,700,800 ℃时,这归因于750 ℃退火后组织中α-铁素体与渗碳体的分布更均匀弥散。 

图  6  不同温度退火试验钢的加工硬化率-真应变曲线

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

3.   结论

（1）热轧和冷轧态试验钢的显微组织均主要由δ-铁素体、α-铁素体、渗碳体以及细小的κ型碳化物组成；不同温度退火后组织类型未发生明显改变,但随着退火温度的升高,δ-铁素体条带消失,再结晶程度增加,α-铁素体晶粒尺寸增大,碳化物数量减少。750 ℃退火后α-铁素体与渗碳体的分布最为均匀。 

（2）不同温度退火后试验钢的拉伸曲线均未见明显的屈服平台,说明试验钢发生连续的均匀塑性变形；随着退火温度的升高,试验钢的抗拉强度、屈服强度整体呈降低趋势,断后伸长率呈增大趋势。当退火温度为750 ℃时,试验钢的强塑积最大,为14.28 GPa·%,加工硬化能力最好,综合性能最好。

文章来源——材料与测试网