280VK冷軋高強鋼退火過程的組織演變及析出機理

譙德高， 羅曉陽， 胡雙喜， 侯園園， 張志堅， 唐興昌

(1. 酒泉鋼鐵集團有限責任公司 碳鋼薄板廠， 甘肅 嘉峪關(guān) 735100；2. 蘭州理工大學 材料科學與工程學院， 甘肅 蘭州 730050；3. 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室， 甘肅 蘭州 730050)

目前，全球能源緊張形勢日趨嚴重，在汽車產(chǎn)量不降反升的情況下，實現(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)來達到輕量化的目標；二是在汽車結(jié)構(gòu)不變的情況下，采用高強材料來實現(xiàn)輕量化。高強材料大體上分為兩類，一類是在傳統(tǒng)工藝上不斷優(yōu)化的高強鋼，另一類是有色金屬(鋁、鎂)合金、新型高分子材料和復合材料[4-5]。Ti作為一種在高強鋼中單獨添加的元素，需要在生產(chǎn)過程中通過熱機械控制工藝和高溫軋制工藝[6]控制其在鋼中的析出行為，才能達到強化和穩(wěn)定高強鋼性能的目的。添加微合金元素Ti實現(xiàn)高強鋼性能的強化和穩(wěn)定，既可以發(fā)揮我國鈦礦豐富的資源和成本優(yōu)勢，又符合行業(yè)對于發(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的試驗鋼為研究對象，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)過不同溫度的等溫退火后C、N化物的析出行為及強化機理，闡明了Ti的C、N化物穩(wěn)定析出的控制機制。

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 試驗材料與方法

試驗所用280VK冷軋高強鋼為真空感應爐冶煉澆鑄成坯，其化學成分如表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，對其進行退火處理。退火處理方案如圖1表示，退火溫度分別為580、630、680、730和780 ℃，保溫時間設(shè)定為12 h，隨爐冷卻至200 ℃，最后空冷至室溫。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

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

表2 熱軋工藝參數(shù)

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

相進行分析，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)測得Ti元素析出量，利用電子萬能試驗機、HvT-1000A型維氏硬度計(加載載荷砝碼20 kg，保荷時間10 s)對試驗鋼的力學性能進行分析。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織轉(zhuǎn)變

圖2為冷軋試驗鋼經(jīng)不同溫度退火處理后的顯微組織。由圖2可見，試樣微觀組織均為多邊形鐵素體，經(jīng)過不同溫度的退火處理后，試樣均發(fā)生了回復再結(jié)晶行為，形成了無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)。當退火溫度從580 ℃提高到680 ℃時，晶粒度從8.1下降到7.4；當退火溫度提高至730 ℃后，晶粒粗化，晶粒度為6.9；當退火溫度提高至780 ℃時，晶粒度達到6.7。

圖3為試驗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。對析出粒子進行EDS分析，為Ti的碳化物。退火溫度為580 ℃時，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，析出粒子的尺寸達到最大，數(shù)目最少，析出粒子最大尺寸達到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 ℃

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

2.2 顯微織構(gòu)演變

圖4為不同溫度退火后試驗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)試驗鋼的晶粒取向圖(a)熱軋試樣；(b)冷軋試樣；(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 ℃

通過圖4發(fā)現(xiàn)，退火溫度為580～680 ℃時，試樣基體中等軸晶占絕大部分，長條狀晶粒占少部分，由此試樣只發(fā)生部分再結(jié)晶；退火溫度為730 ℃時，試樣基體中均為等軸晶，由此說明試樣發(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大。當退火溫度達到780 ℃時，由于退火溫度過高，可以觀察到試樣中部分晶粒異常長大。從晶粒取向分布可以看出，在不同溫度退火時，{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，{001}取向晶粒占比最大，約為1/4，退火溫度為780 ℃時為1/6～1/5。{001}取向的減弱，取而代之的是{101}取向的增加，630 ℃時的{101}取向占比最大，630、730、780 ℃退火時的{101}取向都有一個相同的特征，即幾個相鄰晶粒都具有{101}取向。

2.3 析出相熱力學計算

試驗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的ΔG<0并且數(shù)值越小，反應發(fā)生的優(yōu)先級越高，生成物相對更越穩(wěn)定[9]。可以利用標準反應吉布斯自由能變化ΔGθ表達吉布斯自由能變化ΔG。不同溫度下的反應公式如式(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)熱力學理論，并將現(xiàn)場環(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為標準吉布斯自由能常數(shù)；ni為作為反應物i的物質(zhì)計量系數(shù)；R=8.314 J/(K·mol)；T為反應絕對溫度；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)量分數(shù)。其中fi可用式(3)計算：

(3)

表3 1600 ℃時各組元的一級相互作用系數(shù)

根據(jù)本試驗鋼化學成分，計算化學反應吉布斯自由能隨溫度的變化值，涉及式(4)～式(10)化學反應，計算后得到各個化學反應的ΔGθ=A+BT表達式為：

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，不同反應的標準吉布斯自由能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)

最終得到化學反應吉布斯自由能為：

[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，溫度分別為1755、1362、1240 K，熱軋開始階段溫度為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 ℃為實驗室退火溫度區(qū)間，析出相的優(yōu)先級順序為TiN>AlN>TiC。試驗退火溫度下，Ti的碳氮化物的吉布斯自由能小于0，說明在退火溫度580～780 ℃，生成TiC(N)的反應是自發(fā)反應，而N的缺失導致第二相析出以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

試驗鋼中微合金元素Ti的總量是由Ti的析出量和固溶量兩部分構(gòu)成，因此可以采用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP-OES)分析測量不同退火溫度試樣中Ti的析出量。利用化學法制備鹽酸溶液，與試驗鋼中的固溶Ti反應，而析出的含Ti化合物不與鹽酸溶液發(fā)生反應，待固溶Ti完全溶解后，用定性濾紙過濾掉固體殘渣，提取出固溶Ti進行測量，然后通過定量分析獲得含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，580 ℃時固溶量占比最高，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，但在退火溫度780 ℃時，含Ti的碳化物析出能力開始減弱，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 力學性能

圖7 不同退火溫度下試驗鋼的維氏硬度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)生晶粒的回復和再結(jié)晶過程是基本相同的，退火溫度在580 ℃時維氏硬度為132 HV20，由于析出強化作用，630 ℃時維氏硬度達到140 HV20，隨后下降到730 ℃時的130 HV20，780 ℃時晶粒的粗大和極弱的析出效果，導致維氏硬度減小到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性能結(jié)果。退火溫度為580 ℃時試樣抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為481 MPa、417 MPa和19%；退火溫度為680 ℃時，屈服強度為372 MPa，抗拉強度為440 MPa，伸長率為28%。退火溫度為730 ℃和780 ℃時，晶粒粗化，抗拉強度和屈服強度開始減小，屈服強度下降到227 MPa和202 MPa，屈強比減小。由此可以看出，退火溫度為630～680 ℃時，試驗鋼的綜合力學性能較好。

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

3 結(jié)論

1) 280VK冷軋高強鋼在580～780 ℃溫度區(qū)間進行退火，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，當退火溫度為730 ℃，保溫12 h后，試驗鋼發(fā)生了完全再結(jié)晶，當退火溫度達到780 ℃時，由于退火溫度過高，試驗鋼基體中部分晶粒發(fā)生異常長大。

2) 利用熱力學理論計算不同析出相的激活能，得出試驗鋼中析出相的優(yōu)先級順序為TiN>AlN>TiC。由于試驗鋼中N含量不足限制了TiN的析出，導致其基體中第二相析出以TiC為主。

3) 試驗鋼經(jīng)過退火處理后，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，退火溫度達到780 ℃時含Ti的析出相有回溶現(xiàn)象。

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