退火溫度對冷軋Fe-0.4C-10Mn-6Al高強鋼組織與力學性能的影響

蘇宏東， 樊 偉， 馮運莉

(華北理工大學 冶金與能源學院， 河北 唐山 063210)

隨著社會經濟的不斷發展，至2021年6月，全國機動車保有量已經達到3.84億輛，其中汽車保有量達到2.92億輛，占比達到76%[1]。機動車保有量的快速增長給能源與環保帶來了巨大壓力，汽車作為主要的能源消耗產品，在節能減排方面不容忽視。為了達到“節能減排”這一目標，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，先進高強鋼(Advanced high strength steel，AHSS)是最基礎的材料，近年來，先進高強鋼中的中錳鋼由于具有低成本以及優異的力學性能而受到國內外眾多學者的關注[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塑積的新型高強鋼。加入低摩爾質量的鋁可以有效地擴展鐵素體基體晶格，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高強鋼的組織與力學性能產生很大的影響[11-13]。因此本文研究了不同退火溫度對冷軋Fe-0.4C-10Mn-6Al高強鋼組織與力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的化學成分如表1所示。采用50 kg中頻真空感應爐進行冶煉，并進行氬氣氣氛保護，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。采用四輥冷軋機進行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，經打磨、拋光、4%硝酸酒精腐蝕，利用ZEISS Axio Vert.A1光學顯微鏡對腐蝕后的試樣進行組織觀察，使用FEI Quanta-650 FEG型熱場發射掃描電鏡進行組織觀察和分析。將經過打磨并拋光至鏡面后電解拋光的試樣進行EBSD檢測分析。利用Instron 3382電子萬能拉伸試驗機以0.0075 mm/s的拉伸速率在室溫下進行拉伸試驗，測定材料的力學性能。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數，掃描速度2°/min，掃描角度30°～120°。奧氏體體積分數Vγ的計算公式為：

(1)

式中：Vγ為奧氏體的體積分數；Iγ為奧氏體若干晶面衍射峰的平均積分強度；Iα為鐵素體若干晶面衍射峰的平均積分強度。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

2 試驗結果與討論

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，同時發現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6%，鐵素體相區被擴大，因此高溫的δ-鐵素體被保留的更多，經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，不穩定的奧氏體發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奧氏體過于穩定，沒有發生馬氏體相變。其中，α-鐵素體與碳化物是由熱軋鋼冷卻發生奧氏體共析反應而產生的[14]。圖1(b)為冷軋試驗鋼的SEM組織，可以看到冷軋后細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，從而形成細小奧氏體。

圖1 冷軋態試驗鋼的顯微組織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Fig.2 SEM images of the tested steel annealed at different temperatures(a) 600 ℃； (b) 650 ℃； (c) 700 ℃； (d) 750 ℃； (e) 800 ℃

圖2為試驗鋼冷軋后經不同溫度退火后的SEM組織。試驗鋼經過兩相區退火后，發生了奧氏體逆轉變，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完全消失，取而代之的是細小的粒狀再結晶奧氏體，說明碳化物已經全部溶解，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-鐵素體條帶內出現細小的條狀奧氏體，這說明在粗大的δ-鐵素體內發生了回復以及C、Mn元素擴散、富集的現象。退火溫度由600 ℃升高到800 ℃時，奧氏體發生回復與再結晶的程度逐漸升高，再結晶奧氏體晶粒含量增多，尺寸增大，δ-鐵素體依然呈條帶狀，這與已有研究結果相符，即δ-鐵素體通常在900 ℃以上才能發生再結晶[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。經計算，退火溫度為600 ℃退火時奧氏體體積分數Vγ=31%，700 ℃時Vγ= 39.9%，800 ℃時Vγ=56.2%。可知隨著退火溫度的升高，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，馬氏體發生了奧氏體逆轉變，導致奧氏體含量增多。

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>，紅色區域<001>和綠色區域<101>占比較大。由圖4(b，c)可以觀察到呈等軸狀分布的細小奧氏體晶粒、細條狀的δ-鐵素體以及細小的α-鐵素體，均勻分布的組織有利于力學性能的提升。

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800 ℃退火后，大角度的取向差分布較多，大角度晶界占比達到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，平均晶粒尺寸達到1.47 μm左右，退火后試驗鋼的晶粒尺寸分布出現了明顯的雙峰結構，意味著組織中的晶粒是大小不一、交替分布的，具有規律性多尺度結構的特點。

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 力學性能分析

對不同退火溫度下的試驗鋼進行拉伸性能測試，得到如圖6所示的工程應力-應變曲線。由圖6可以看出，試驗鋼在拉伸過程中沒有屈服平臺的產生，呈現出連續屈服，屈服后產生均勻塑性變形，有明顯的加工硬化現象。具體的拉伸性能如表2所示，隨著退火溫度的升高，強度呈下降趨勢，伸長率則呈上升趨勢。600 ℃退火后屈服強度最高，為1080.8 MPa，抗拉強度最高，為1141.0 MPa，伸長率最低，為10.5%；800 ℃退火后屈服強度最低，為632.2 MPa，抗拉強度最低，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，阻礙位錯運動，使位錯在晶界處塞積，發生明顯的塑性變形，出現加工硬化現象，屈服點升高，因此試驗鋼的屈服強度和抗拉強度較大，伸長率相應較低。隨著退火溫度的不斷升高，晶粒發生回復再結晶，隨著晶粒尺寸的不斷變大，屈服強度和抗拉強度降低，伸長率升高。退火溫度為800 ℃時，綜合性能較好，抗拉強度為848.8 MPa，伸長率為32.8%，強塑積為27.84 GPa·%。

圖6 不同退火溫度下試驗鋼的工程應力-應變曲線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性能

3 結論

1) Fe-0.4C-10Mn-6Al高強鋼經冷軋后，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-鐵素體變細小，碳化物逐步溶解，并且試驗鋼中的馬氏體發生了逆相變，奧氏體體積分數隨退火溫度的升高而增加，奧氏體晶粒呈現等軸化，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 ℃退火后綜合力學性能較好，強塑積達到27.84 GPa·%。