280VK冷轧高强钢退火过程的组织演变及析出机理

谯德高， 罗晓阳， 胡双喜， 侯园园， 张志坚， 唐兴昌

(1. 酒泉钢铁集团有限责任公司 碳钢薄板厂， 甘肃 嘉峪关 735100；2. 兰州理工大学 材料科学与工程学院， 甘肃 兰州 730050；3. 兰州理工大学 省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室， 甘肃 兰州 730050)

目前，全球能源紧张形势日趋严重，在汽车产量不降反升的情况下，实现汽车节能减排的手段之一，就是在确保稳定安全的基础上，减少车辆自身质量[1-3]。具体方法有两种，一是优化汽车结构来达到轻量化的目标；二是在汽车结构不变的情况下，采用高强材料来实现轻量化。高强材料大体上分为两类，一类是在传统工艺上不断优化的高强钢，另一类是有色金属(铝、镁)合金、新型高分子材料和复合材料[4-5]。Ti作为一种在高强钢中单独添加的元素，需要在生产过程中通过热机械控制工艺和高温轧制工艺[6]控制其在钢中的析出行为，才能达到强化和稳定高强钢性能的目的。添加微合金元素Ti实现高强钢性能的强化和稳定，既可以发挥我国钛矿丰富的资源和成本优势，又符合行业对于发展钛微合金化的发展战略[7]。

本文以添加0.06%合金元素Ti的试验钢为研究对象，结合控轧控冷工艺与控制冷轧工艺，研究了压下量50%的冷轧态钛微合金钢经过不同温度的等温退火后C、N化物的析出行为及强化机理，阐明了Ti的C、N化物稳定析出的控制机制。

图2 不同温度退火态试样的SEM照片Fig.2 SEM images of the annealed specimens at different temperatures(a) 580 ℃； (b) 630 ℃； (c) 680 ℃； (d) 730 ℃； (e) 780 ℃

1 试验材料与方法

试验所用280VK冷轧高强钢为真空感应炉冶炼浇铸成坯，其化学成分如表1所示。将铸坯放入箱式电阻炉中加热至1160 ℃并保温2 h，然后利用可逆轧机将铸坯热轧至4 mm(热轧工艺参数如表2所示)。热轧钢板经酸洗后冷轧至2 mm(压下量为50%)，然后在板宽1/4处沿横向截取尺寸为40 mm×15 mm×1 mm 的条状试样，对其进行退火处理。退火处理方案如图1表示，退火温度分别为580、630、680、730和780 ℃，保温时间设定为12 h，随炉冷却至200 ℃，最后空冷至室温。

表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)

采用场发射扫描电镜(SEM)观察试样基体微观形貌，采用透射电镜(TEM)对试样的显微组织和析出

表2 热轧工艺参数

图1 试验钢退火处理方案Fig.1 Annealing scheme of the tested steel

相进行分析，使用电子背散射衍射(EBSD)采集试样晶粒特征及取向，采用电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP-OES)测得Ti元素析出量，利用电子万能试验机、HvT-1000A型维氏硬度计(加载载荷砝码20 kg，保荷时间10 s)对试验钢的力学性能进行分析。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织转变

图2为冷轧试验钢经不同温度退火处理后的显微组织。由图2可见，试样微观组织均为多边形铁素体，经过不同温度的退火处理后，试样均发生了回复再结晶行为，形成了无畸变的等轴铁素体晶粒，且分布均匀。退火温度不同，试样再结晶晶粒也存在差异，退火温度与试样晶粒度整体呈正相关。当退火温度从580 ℃提高到680 ℃时，晶粒度从8.1下降到7.4；当退火温度提高至730 ℃后，晶粒粗化，晶粒度为6.9；当退火温度提高至780 ℃时，晶粒度达到6.7。

图3为试验钢在不同温度退火后的TEM微观结构。由图3可以看出，经过不同温度退火保温12 h后，可以观察到数量、尺寸不同的第二相析出粒子。对析出粒子进行EDS分析，为Ti的碳化物。退火温度为580 ℃时，试样基体中析出粒子数量较多，分布较为均匀，尺寸大多在10 nm以下，平均尺寸为7.10 nm。随着退火温度的升高，试样基体中析出粒子数量逐渐减少，尺寸逐渐增大。退火温度为780 ℃时，析出粒子的尺寸达到最大，数目最少，析出粒子最大尺寸达到25.83 nm，平均尺寸为21.90 nm。

图3 不同温度退火态试样的TEM图及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 ℃

具有析出强化效果的析出粒子尺寸一般在3～10 nm[8]。通过分析可知，退火温度在780 ℃时析出粒子的尺寸过大不具有强化效果，退火温度在580 ℃时析出粒子都小于10 nm，但是析出粒子尺寸较少，强化效果不明显。退火温度在680 ℃和730 ℃时含有少量尺寸小于10 nm的析出粒子，满足析出强化要求，但析出粒子数目较少，强化效果依旧不明显。退火温度在630～680 ℃时大量析出粒子的尺寸在3～10 nm内，具有较强的析出强化效果。

2.2 显微织构演变

图4为不同温度退火后试验钢基体的晶粒取向图。图4中用不同的颜色分别表示不同取向的晶粒，其中蓝色、红色、绿色分别表示{111}、{001}、{101}取向。

图4 不同温度退火态试验钢的晶粒取向图(a)热轧试样；(b)冷轧试样；(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 ℃

通过图4发现，退火温度为580～680 ℃时，试样基体中等轴晶占绝大部分，长条状晶粒占少部分，由此试样只发生部分再结晶；退火温度为730 ℃时，试样基体中均为等轴晶，由此说明试样发生了完全再结晶。随着退火温度的不断升高，试样基体中等轴晶粒尺寸逐渐长大。当退火温度达到780 ℃时，由于退火温度过高，可以观察到试样中部分晶粒异常长大。从晶粒取向分布可以看出，在不同温度退火时，{001}取向晶粒占比都最小，而且其占比随退火温度的上升而逐渐减小。退火温度为580 ℃时，{001}取向晶粒占比最大，约为1/4，退火温度为780 ℃时为1/6～1/5。{001}取向的减弱，取而代之的是{101}取向的增加，630 ℃时的{101}取向占比最大，630、730、780 ℃退火时的{101}取向都有一个相同的特征，即几个相邻晶粒都具有{101}取向。

2.3 析出相热力学计算

试验钢只加入一种微合金元素Ti，在不同退火温度下Ti的析出相是不同的，利用吉布斯自由能ΔG可以判断析出相先后顺序以及稳定性。Ti微合金元素析出反应的ΔG<0并且数值越小，反应发生的优先级越高，生成物相对更越稳定[9]。可以利用标准反应吉布斯自由能变化ΔGθ表达吉布斯自由能变化ΔG。不同温度下的反应公式如式(1)所示。

(1)

根据含量占比，可以在理想情况下将占比为绝大部分的铁基体作为溶剂，除此之外的元素作为溶质元素。将浓度转换为校正后的活度，根据热力学理论，并将现场环境假设为压力和温度都保持不变，恒温恒压下，修订为式(2)。

(2)

式中：ΔGT,P为标准吉布斯自由能常数；ni为作为反应物i的物质计量系数；R=8.314 J/(K·mol)；T为反应绝对温度；ai为组元i的活度；fi为组元i的活度系数；w(i)为组元i的质量分数。其中fi可用式(3)计算：

(3)

表3 1600 ℃时各组元的一级相互作用系数

根据本试验钢化学成分，计算化学反应吉布斯自由能随温度的变化值，涉及式(4)～式(10)化学反应，计算后得到各个化学反应的ΔGθ=A+BT表达式为：

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)

从而可得，不同反应的标准吉布斯自由能ΔGθ与温度T的关系：

[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)

将表3中各元素之间相互作用系数代入公式(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，结果为：

(14)

(15)

(16)

(17)

最终得到化学反应吉布斯自由能为：

[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)

图5为不同析出相在不同温度下的吉布斯自由能。析出物TiN、AlN和TiC激活能等于0时，温度分别为1755、1362、1240 K，热轧开始阶段温度为1160 ℃，在此温度下仅有TiN的激活能小于0，热轧终止温度为900 ℃，所以在热轧温度区间，N完全消耗，析出相主要以TiN为主。580～780 ℃为实验室退火温度区间，析出相的优先级顺序为TiN>AlN>TiC。试验退火温度下，Ti的碳氮化物的吉布斯自由能小于0，说明在退火温度580～780 ℃，生成TiC(N)的反应是自发反应，而N的缺失导致第二相析出以TiC为主。

图5 不同析出相的激活能Fig.5 Activation energy of different precipitates

2.4 析出相含量统计

试验钢中微合金元素Ti的总量是由Ti的析出量和固溶量两部分构成，因此可以采用电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP-OES)分析测量不同退火温度试样中Ti的析出量。利用化学法制备盐酸溶液，与试验钢中的固溶Ti反应，而析出的含Ti化合物不与盐酸溶液发生反应，待固溶Ti完全溶解后，用定性滤纸过滤掉固体残渣，提取出固溶Ti进行测量，然后通过定量分析获得含Ti析出相的含量[10-11]。

不同退火温度下Ti固溶量占比如图6所示。在580～730 ℃温度区间内，随着退火温度的升高Ti固溶量占比呈现下降趋势，580 ℃时固溶量占比最高，为12.5%，析出量占比为87.5%；730 ℃的固溶量占比为7.5%，析出量占比为92.5%。因此在580～730 ℃退火温度区间内，随着退火温度的升高，Ti析出量占比呈上升趋势，但在退火温度780 ℃时，含Ti的碳化物析出能力开始减弱，析出量占比为77.0%。

图6 不同退火温度下Ti固溶量占比Fig.6 Percentage of solved Ti in solid solution at different annealing temperatures

2.5 力学性能

图7 不同退火温度下试验钢的维氏硬度Fig.7 Vickers hardness of the tested steel annealed at different temperatures

图7为不同退火温度下试样的维氏硬度。退火温度在580～730 ℃下，试验钢的维氏硬度总体呈现水平状态，在此温度区间发生晶粒的回复和再结晶过程是基本相同的，退火温度在580 ℃时维氏硬度为132 HV20，由于析出强化作用，630 ℃时维氏硬度达到140 HV20，随后下降到730 ℃时的130 HV20，780 ℃时晶粒的粗大和极弱的析出效果，导致维氏硬度减小到99 HV20。

表4为热轧态、冷轧态及经不同温度退火处理后试样的力学性能结果。退火温度为580 ℃时试样抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为481 MPa、417 MPa和19%；退火温度为680 ℃时，屈服强度为372 MPa，抗拉强度为440 MPa，伸长率为28%。退火温度为730 ℃和780 ℃时，晶粒粗化，抗拉强度和屈服强度开始减小，屈服强度下降到227 MPa和202 MPa，屈强比减小。由此可以看出，退火温度为630～680 ℃时，试验钢的综合力学性能较好。

表4 热轧态、冷轧态及经不同温度退火处理后 试验钢的力学性能

3 结论

1) 280VK冷轧高强钢在580～780 ℃温度区间进行退火，其基体组织均为等轴铁素体，随着退火温度的升高，晶粒尺寸逐渐增大，当退火温度为730 ℃，保温12 h后，试验钢发生了完全再结晶，当退火温度达到780 ℃时，由于退火温度过高，试验钢基体中部分晶粒发生异常长大。

2) 利用热力学理论计算不同析出相的激活能，得出试验钢中析出相的优先级顺序为TiN>AlN>TiC。由于试验钢中N含量不足限制了TiN的析出，导致其基体中第二相析出以TiC为主。

3) 试验钢经过退火处理后，其基体中产生大量的TiC析出粒子，随着退火温度的升高，析出粒子尺寸逐渐增大，数量逐渐减少，Ti析出量占比呈先增大后减小趋势，退火温度达到780 ℃时含Ti的析出相有回溶现象。

4) 随着退火温度的升高，试验钢的屈服强度、抗拉强度逐渐降低，伸长率逐渐升高。在退火温度为680 ℃时，试验钢的综合力学性能较好，其屈服强度为372 MPa，抗拉强度为440 MPa，伸长率为28%。