低Al含量Fe-C-Si-Mn輕量化高強鋼的微觀組織與力學性能研究

袁 清,彭 田,李慶龍,朱小勇,付 博,祖守胡,梁 亮

(1.武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室,湖北 武漢,430081;2.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司技術中心,湖南 婁底,417009)

隨著《國家第六階段機動車污染物排放標準》的頒布與實施,以及為滿足新能源汽車提升續航能力的發展需求,輕量化已成為中國汽車產業發展的重要方向[1-4]。根據世界汽車工業國際協會預測,在未來20年鋼鐵仍將是汽車“白車身”的重要結構材料。Fe-Mn-Al-C系低密度高強鋼是一類通過向含Mn合金鋼中加入一定量的輕量化元素Al并且兼具低密度和高強塑積的新型結構材料,其優異的減重潛力和力學性能為汽車輕量化發展提供了關鍵結構材料[5-7]。由于Fe-Mn-Al-C鋼中Mn、Al含量遠高于常規鋼種,在冶煉和澆鑄過程中,鋼水與包襯(鋼包、中間包)耐火材料、熔渣(連鑄保護渣、精煉渣和中間包覆蓋劑)之間的相互作用程度所帶來的影響遠超過常規鋼種冶煉時的情況,比如當Al含量較高時,鋼水易與爐襯或保護渣黏結,造成連鑄困難,影響生產節奏,甚至會破壞鋼包結構[8-10]。目前關于Fe-Mn-Al-C系輕量化鋼的研究主要集中在高Mn和高Al系方向,但其生產難度大,均未實現商業化生產,由此看來,低Mn-Al系鋼將會是輕量化汽車用鋼的重要研發方向之一,并且關于該類鋼工業化熱處理路線的研究更是鮮有報道。

為此,本文設計了兩種不同Al含量的Fe-C-Si-Mn低合金輕量化高強鋼,研究了Al含量和奧氏體化溫度對鋼微觀組織和力學性能的影響,以期為低Mn-Al系輕量化高強鋼的工業化生產提供指導。

1 實驗

表1 試驗鋼的化學成分(wB/%)

從鋼錠上截取若干尺寸為120 mm×25 mm×1.5 mm的板樣進行熱處理,熱處理實驗在Ar氣保護的箱式電阻爐中進行,具體步驟為:將樣品加熱至奧氏體化溫度(分別為950、1000、1050、1100 ℃),保溫40 min后,迅速放入水中淬火至室溫,隨后放入箱式爐中于500 ℃下保溫40 min,空冷至室溫。在熱處理后板材端部截取尺寸為5 mm×5 mm×1.5 mm的塊樣,經鑲嵌、打磨、拋光和侵蝕(腐蝕液為4%的硝酸酒精溶液)后,在Zeiss金相顯微鏡(OM)下觀察試樣顯微組織。另外,為觀察鋼中原奧氏體晶粒,需對金相試樣進行二次腐蝕(腐蝕液為20 mL苦味酸飽和溶液+10 mL白貓洗潔精+4滴濃鹽酸),隨后在55 ℃水浴中保溫4 min。參照GB/T228.1—2010,將鍛態試樣和熱處理后試樣加工成板狀標準拉伸試樣。拉伸實驗在INSTRON-3382電子萬能材料實驗機上進行,使用100 kg傳感器,應變速率為0.001 s-1,在前1%應變后加裝引伸計,引伸計初始標距為25 mm,應變速率仍采用0.001 s-1,利用Origin軟件繪制相應條件下試驗鋼的應力-應變曲線,并得到屈服強度(σp0.2)、抗拉強度及延伸率等力學性能參數。

2 結果與討論

2.1 試驗鋼的力學性能

1.0%Al鋼和2.0%Al鋼的初始密度測定值依次為7.771、7.674 g/cm3,相比于普通碳素鋼(密度為7.850 g/cm3),試驗鋼密度分別降低1.01%和2.24%,表明Al作為重要的輕量化高強鋼添加元素,隨著其含量增加,鋼的密度有所減小。

鍛態試驗鋼的拉伸應力-應變曲線如圖1所示,得到鋼各項力學性能參數列于表2中,可以看出,隨著鋼中Al添加量由1.0%增至2.0%,鍛態鋼的強度和塑性指標均有所提升。

圖1 鍛態試驗鋼的拉伸應力-應變曲線

表2 鍛態試驗鋼的力學性能

不同奧氏體化溫度熱處理后各試樣的應力-應變曲線如圖2所示,得到試樣的力學性能參數列于表3中。結合表2和表3可知,相比于鍛態試樣,經不同奧氏體化溫度淬火-回火熱處理后,1.0%Al鋼的機械性能明顯提升,2.0%Al鋼的屈服強度雖有所提升(奧氏體化溫度900～1050 ℃),但其抗拉強度均有不同程度的下降。隨著奧氏體化溫度由900 ℃升至1050 ℃,2.0%Al鋼的強塑積由14.54 GPa·%降至10.02 GPa·%,降幅達到31.1%。相比于1.0%Al鋼,鍛態2.0%Al鋼的力學性能更為優異,而經淬火-回火熱處理后,其力學性能遠遠低于1.0%Al鋼。由此可見,當Al含量為2.0%時,試驗鋼種不宜進行淬火-回火熱處理。

(a) 1.0%Al鋼 (b)2.0%Al鋼

表3 熱處理后試驗鋼的力學性能

2.2 試驗鋼的顯微組織

試驗鋼的鍛壓態組織如圖3所示,可以看出,1.0%Al鋼鍛壓態組織為多邊形鐵素體(F)、塊狀珠光體(P)和少量貝氏體(B),利用Nano Measurer軟件測得鐵素體晶粒平均粒徑為22.99 μm,珠光體呈帶狀分布,這是因為鑄坯冷卻時,在先共析鐵素體析出過程中,鐵素體優先在純度較高的枝晶上形核長大,枝晶之間的奧氏體中Mn等溶質元素富集形成珠光體,鍛造后就會呈帶狀分布。2.0%Al鋼的鍛壓態組織則以鐵素體為基體,珠光體均勻地分布在鐵素體基體中,還有少量的貝氏體和馬氏體,鐵素體晶粒平均粒徑為21.22 μm。少量馬氏體組織的存在以及較細小的鐵素體晶粒可能是導致2.0%Al鋼的力學性能更佳的主要原因。

經不同奧氏體化溫度熱處理后試驗鋼回火態組織如圖4所示,圖5為1.0%Al鋼在950、1100℃等溫處理后的原奧氏體晶粒組織及相應的粒徑分布,經截線法測得其原奧氏體晶粒平均粒徑依次為19.5、24.2 μm。結合圖4和圖5可知,1.0%Al鋼原奧氏體晶粒尺寸隨著奧氏體化溫度的升高而增大,1.0%Al鋼淬火+回火組織均為板條馬氏體,并且隨著奧氏體化溫度的升高,馬氏體板條呈粗化趨勢,這是因為初始奧氏體晶粒隨著奧氏體化溫度的升高而長大,發生馬氏體相變時由奧氏體晶界引起的機械穩定化作用降低,對馬氏體長大的約束作用減小,故馬氏體板條略有粗化,回火過程中馬氏體板條間內應力減小,最終導致試樣強度隨奧氏體溫度的升高而降低。2.0%Al鋼回火態組織主要為鐵素體和回火馬氏體,依然呈現明顯的帶狀偏析,隨著奧氏體化溫度的升高,組織帶狀偏析越明顯,馬氏體板條和鐵素體晶粒尺寸均變大,鐵素體體積分數增加,當奧氏體化溫度升至1100 ℃時,2.0%Al鋼組織主要為大尺寸的鐵素體,馬氏體體積分數極少,這與表3中力學性能測試結果一致,即此條件熱處理后試驗鋼強度低、塑性高。

(a)1.0%Al鋼,950 ℃ (b)2.0%Al鋼,950 ℃

利用JMatPro軟件模擬計算得到不同Al添加量下試驗鋼中相分布隨溫度變化如圖6所示。由圖6可見,不同Al添加量下,試驗鋼均在700 ℃附近開始出現奧氏體相;當Al含量為1.0%時,約950 ℃等溫溫度即能完全奧氏體化(圖6(b));而當Al含量增至2.0%時,隨著溫度進一步升高,組織無法達到全奧氏體化,均為鐵素體+奧氏體共存區(圖6(d));若鋼中不添加Al元素,如圖6(a)所示,試驗鋼在800 ℃左右即可完全奧氏體化;若鋼中Al含量為1.5%,組織完全奧氏體化溫度在1150 ℃左右,當溫度超過1300 ℃,鋼中奧氏體相開始減少,開始出現高溫鐵素體相。

(a)未添加Al (b)w(Al)=1.0%

Al元素作為鐵素體形成元素,其含量變化可影響鋼中奧氏體和鐵素體兩相比例。通常而言,隨著Al含量增加,鋼中鐵素體體積分數增大。因此,Al含量更高2.0%Al鋼在950～1100 ℃奧氏體化溫度范圍淬火+回火熱處理后,均無法得到全回火馬氏體組織,鋼力學性能難以得到改善,尤其是屈服強度,甚至相比于初始鍛態鋼還有所降低,可見當Al含量為2.0%時,該鋼種不宜進行淬火+回火熱處理。而當Al含量為1.0%時,經淬火+回火熱處理后鋼的力學性能較鍛壓態得到明顯提升,最佳奧氏體化溫度為1050 ℃,此時鋼屈服強度為802 MPa,抗拉強度為912 MPa,總延伸率為13.94%,強塑積為12.71 GPa·%。

3 結論

(1)當鋼中Al含量分別為1.0%和2.0%時,其密度依次為7.771、7.674 g/cm3,相比普通碳素鋼,添加Al元素后鋼密度明顯降低,且密度降低程度隨著Al含量的升高而增大。

(2)當Al含量為1.0%時,鋼經淬火-回火熱處理后得到回火馬氏體板條組織,其最優奧氏體化溫度為1050 ℃,其綜合力學性能相比于鍛壓態有明顯提升。而Al含量為2.0%的鋼經淬火-回火熱處理后,得到回火馬氏體板條和鐵素體組織,其力學性能相比于鍛壓態無明顯改善。這是因為Al元素作為鐵素體形成元素,縮小了奧氏體相區,熱處理后得到較多的鐵素體,不利于鋼綜合力學性能的提升,由此可見,當Al含量為2.0%時,該鋼種不宜采用淬火-回火的熱處理制度。