袁 清,彭 田,李慶龍,朱小勇,付 博,祖守胡,梁 亮

(1.武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)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(guó)家第六階段機(jī)動(dòng)車污染物排放標(biāo)準(zhǔn)》的頒布與實(shí)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(guó)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(guó)際協(xié)會(huì)預(yù)測(cè),在未來(lái)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(qiáng)鋼是一類通過(guò)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(qiáng)塑積的新型結(jié)構(gòu)材料,其優(yōu)異的減重潛力和力學(xué)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(yuǎn)高于常規(guī)鋼種,在冶煉和澆鑄過(guò)程中,鋼水與包襯(鋼包、中間包)耐火材料、熔渣(連鑄保護(hù)渣、精煉渣和中間包覆蓋劑)之間的相互作用程度所帶來(lái)的影響遠(yuǎn)超過(guò)常規(guī)鋼種冶煉時(shí)的情況,比如當(dāng)Al含量較高時(shí),鋼水易與爐襯或保護(hù)渣黏結(jié),造成連鑄困難,影響生產(chǎn)節(jié)奏,甚至?xí)茐匿摪Y(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M(jìn)n和高Al系方向,但其生產(chǎn)難度大,均未實(shí)現(xiàn)商業(yè)化生產(chǎn),由此看來(lái),低Mn-Al系鋼將會(huì)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(bào)道。

為此,本文設(shè)計(jì)了兩種不同Al含量的Fe-C-Si-Mn低合金輕量化高強(qiáng)鋼,研究了Al含量和奧氏體化溫度對(duì)鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響,以期為低Mn-Al系輕量化高強(qiáng)鋼的工業(yè)化生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)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(jìn)行熱處理,熱處理實(shí)驗(yàn)在Ar氣保護(hù)的箱式電阻爐中進(jìn)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(duì)金相試樣進(jìn)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(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。拉伸實(shí)驗(yàn)在INSTRON-3382電子萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,使用100 kg傳感器,應(yīng)變速率為0.001 s-1,在前1%應(yīng)變后加裝引伸計(jì),引伸計(jì)初始標(biāo)距為25 mm,應(yīng)變速率仍采用0.001 s-1,利用Origin軟件繪制相應(yīng)條件下試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線,并得到屈服強(qiáng)度(σp0.2)、抗拉強(qiáng)度及延伸率等力學(xué)性能參數(shù)。

2 結(jié)果與討論

2.1 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

1.0%Al鋼和2.0%Al鋼的初始密度測(cè)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(yàn)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(qiáng)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(yàn)鋼的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖1所示,得到鋼各項(xiàng)力學(xué)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(qiáng)度和塑性指標(biāo)均有所提升。

圖1 鍛態(tài)試驗(yàn)鋼的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表2 鍛態(tài)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

不同奧氏體化溫度熱處理后各試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2所示,得到試樣的力學(xué)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(jī)械性能明顯提升,2.0%Al鋼的屈服強(qiáng)度雖有所提升(奧氏體化溫度900～1050 ℃),但其抗拉強(qiáng)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(qiáng)塑積由14.54 GPa·%降至10.02 GPa·%,降幅達(dá)到31.1%。相比于1.0%Al鋼,鍛態(tài)2.0%Al鋼的力學(xué)性能更為優(yōu)異,而經(jīng)淬火-回火熱處理后,其力學(xué)性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于1.0%Al鋼。由此可見(jiàn),當(dāng)Al含量為2.0%時(shí),試驗(yàn)鋼種不宜進(jìn)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(yàn)鋼的力學(xué)性能

2.2 試驗(yàn)鋼的顯微組織

試驗(yàn)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(cè)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?yàn)殍T坯冷卻時(shí),在先共析鐵素體析出過(guò)程中,鐵素體優(yōu)先在純度較高的枝晶上形核長(zhǎng)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(huì)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(xì)小的鐵素體晶?？赡苁菍?dǎo)致2.0%Al鋼的力學(xué)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(yàn)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(yīng)的粒徑分布,經(jīng)截線法測(cè)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(shì),這是因?yàn)槌跏紛W氏體晶粒隨著奧氏體化溫度的升高而長(zhǎng)大,發(fā)生馬氏體相變時(shí)由奧氏體晶界引起的機(jī)械穩(wěn)定化作用降低,對(duì)馬氏體長(zhǎng)大的約束作用減小,故馬氏體板條略有粗化,回火過(guò)程中馬氏體板條間內(nèi)應(yīng)力減小,最終導(dǎo)致試樣強(qiáng)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?jǐn)?shù)增加,當(dāng)奧氏體化溫度升至1100 ℃時(shí),2.0%Al鋼組織主要為大尺寸的鐵素體,馬氏體體積分?jǐn)?shù)極少,這與表3中力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果一致,即此條件熱處理后試驗(yàn)鋼強(qiáng)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(jì)算得到不同Al添加量下試驗(yàn)鋼中相分布隨溫度變化如圖6所示。由圖6可見(jiàn),不同Al添加量下,試驗(yàn)鋼均在700 ℃附近開(kāi)始出現(xiàn)奧氏體相;當(dāng)Al含量為1.0%時(shí),約950 ℃等溫溫度即能完全奧氏體化(圖6(b));而當(dāng)Al含量增至2.0%時(shí),隨著溫度進(jìn)一步升高,組織無(wú)法達(dá)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(yàn)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(dāng)溫度超過(guò)1300 ℃,鋼中奧氏體相開(kāi)始減少,開(kāi)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?jǐn)?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(wú)法得到全回火馬氏體組織,鋼力學(xué)性能難以得到改善,尤其是屈服強(qiáng)度,甚至相比于初始鍛態(tài)鋼還有所降低,可見(jiàn)當(dāng)Al含量為2.0%時(shí),該鋼種不宜進(jìn)行淬火+回火熱處理。而當(dāng)Al含量為1.0%時(shí),經(jīng)淬火+回火熱處理后鋼的力學(xué)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(shí)鋼屈服強(qiáng)度為802 MPa,抗拉強(qiáng)度為912 MPa,總延伸率為13.94%,強(qiáng)塑積為12.71 GPa·%。

3 結(jié)論

(1)當(dāng)鋼中Al含量分別為1.0%和2.0%時(shí),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(dāng)Al含量為1.0%時(shí),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(xué)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(xué)性能相比于鍛壓態(tài)無(wú)明顯改善。這是因?yàn)锳l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(xué)性能的提升,由此可見(jiàn),當(dāng)Al含量為2.0%時(shí),該鋼種不宜采用淬火-回火的熱處理制度。