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(shù)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(xù)航能力的發(fā)展需求,輕量化已成為中國汽車產(chǎn)業(yè)發(fā)展的重要方向[1-4]。根據(jù)世界汽車工業(yè)國際協(xié)會預測,在未來20年鋼鐵仍將是汽車“白車身”的重要結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)材料,其優(yōu)異的減重潛力和力學性能為汽車輕量化發(fā)展提供了關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料[5-7]。由于Fe-Mn-Al-C鋼中Mn、Al含量遠高于常規(guī)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(guī)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(jié),造成連鑄困難,影響生產(chǎn)節(jié)奏,甚至會破壞鋼包結(jié)構(gòu)[8-10]。目前關(guān)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(chǎn)難度大,均未實現(xiàn)商業(yè)化生產(chǎn),由此看來,低Mn-Al系鋼將會是輕量化汽車用鋼的重要研發(fā)方向之一,并且關(guān)于該類鋼工業(yè)化熱處理路線的研究更是鮮有報道。

為此,本文設(shè)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(yè)化生產(chǎn)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(jīng)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(tài)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(shù)。

2 結(jié)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(tài)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(shù)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(tài)鋼的強度和塑性指標均有所提升。

圖1 鍛態(tài)試驗鋼的拉伸應力-應變曲線

表2 鍛態(tài)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(shù)列于表3中。結(jié)合表2和表3可知,相比于鍛態(tài)試樣,經(jīng)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(tài)2.0%Al鋼的力學性能更為優(yōu)異,而經(jīng)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(tài)組織如圖3所示,可以看出,1.0%Al鋼鍛壓態(tài)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(yōu)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(zhì)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(tài)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?？赡苁菍е?.0%Al鋼的力學性能更佳的主要原因。

經(jīng)不同奧氏體化溫度熱處理后試驗鋼回火態(tài)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(jīng)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(jié)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(fā)生馬氏體相變時由奧氏體晶界引起的機械穩(wěn)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(nèi)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(tài)組織主要為鐵素體和回火馬氏體,依然呈現(xiàn)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(shù)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(shù)極少,這與表3中力學性能測試結(jié)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(xiàn)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(qū)(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(xiàn)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(shù)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(tài)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(jīng)淬火+回火熱處理后鋼的力學性能較鍛壓態(tài)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(jié)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(jīng)淬火-回火熱處理后得到回火馬氏體板條組織,其最優(yōu)奧氏體化溫度為1050 ℃,其綜合力學性能相比于鍛壓態(tài)有明顯提升。而Al含量為2.0%的鋼經(jīng)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(tài)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(qū),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。