低Al含量Fe-C-Si-Mn轻量化高强钢的微观组织与力学性能研究

袁 清,彭 田,李庆龙,朱小勇,付 博,祖守胡,梁 亮

(1.武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室,湖北 武汉,430081;2.湖南华菱涟源钢铁有限公司技术中心,湖南 娄底,417009)

随着《国家第六阶段机动车污染物排放标准》的颁布与实施,以及为满足新能源汽车提升续航能力的发展需求,轻量化已成为中国汽车产业发展的重要方向[1-4]。根据世界汽车工业国际协会预测,在未来20年钢铁仍将是汽车“白车身”的重要结构材料。Fe-Mn-Al-C系低密度高强钢是一类通过向含Mn合金钢中加入一定量的轻量化元素Al并且兼具低密度和高强塑积的新型结构材料,其优异的减重潜力和力学性能为汽车轻量化发展提供了关键结构材料[5-7]。由于Fe-Mn-Al-C钢中Mn、Al含量远高于常规钢种,在冶炼和浇铸过程中,钢水与包衬(钢包、中间包)耐火材料、熔渣(连铸保护渣、精炼渣和中间包覆盖剂)之间的相互作用程度所带来的影响远超过常规钢种冶炼时的情况,比如当Al含量较高时,钢水易与炉衬或保护渣黏结,造成连铸困难,影响生产节奏,甚至会破坏钢包结构[8-10]。目前关于Fe-Mn-Al-C系轻量化钢的研究主要集中在高Mn和高Al系方向,但其生产难度大,均未实现商业化生产,由此看来,低Mn-Al系钢将会是轻量化汽车用钢的重要研发方向之一,并且关于该类钢工业化热处理路线的研究更是鲜有报道。

为此,本文设计了两种不同Al含量的Fe-C-Si-Mn低合金轻量化高强钢,研究了Al含量和奥氏体化温度对钢微观组织和力学性能的影响,以期为低Mn-Al系轻量化高强钢的工业化生产提供指导。

1 实验

表1 试验钢的化学成分(wB/%)

从钢锭上截取若干尺寸为120 mm×25 mm×1.5 mm的板样进行热处理,热处理实验在Ar气保护的箱式电阻炉中进行,具体步骤为:将样品加热至奥氏体化温度(分别为950、1000、1050、1100 ℃),保温40 min后,迅速放入水中淬火至室温,随后放入箱式炉中于500 ℃下保温40 min,空冷至室温。在热处理后板材端部截取尺寸为5 mm×5 mm×1.5 mm的块样,经镶嵌、打磨、抛光和侵蚀(腐蚀液为4%的硝酸酒精溶液)后,在Zeiss金相显微镜(OM)下观察试样显微组织。另外,为观察钢中原奥氏体晶粒,需对金相试样进行二次腐蚀(腐蚀液为20 mL苦味酸饱和溶液+10 mL白猫洗洁精+4滴浓盐酸),随后在55 ℃水浴中保温4 min。参照GB/T228.1—2010,将锻态试样和热处理后试样加工成板状标准拉伸试样。拉伸实验在INSTRON-3382电子万能材料实验机上进行,使用100 kg传感器,应变速率为0.001 s-1,在前1%应变后加装引伸计,引伸计初始标距为25 mm,应变速率仍采用0.001 s-1,利用Origin软件绘制相应条件下试验钢的应力-应变曲线,并得到屈服强度(σp0.2)、抗拉强度及延伸率等力学性能参数。

2 结果与讨论

2.1 试验钢的力学性能

1.0%Al钢和2.0%Al钢的初始密度测定值依次为7.771、7.674 g/cm3,相比于普通碳素钢(密度为7.850 g/cm3),试验钢密度分别降低1.01%和2.24%,表明Al作为重要的轻量化高强钢添加元素,随着其含量增加,钢的密度有所减小。

锻态试验钢的拉伸应力-应变曲线如图1所示,得到钢各项力学性能参数列于表2中,可以看出,随着钢中Al添加量由1.0%增至2.0%,锻态钢的强度和塑性指标均有所提升。

图1 锻态试验钢的拉伸应力-应变曲线

表2 锻态试验钢的力学性能

不同奥氏体化温度热处理后各试样的应力-应变曲线如图2所示,得到试样的力学性能参数列于表3中。结合表2和表3可知,相比于锻态试样,经不同奥氏体化温度淬火-回火热处理后,1.0%Al钢的机械性能明显提升,2.0%Al钢的屈服强度虽有所提升(奥氏体化温度900～1050 ℃),但其抗拉强度均有不同程度的下降。随着奥氏体化温度由900 ℃升至1050 ℃,2.0%Al钢的强塑积由14.54 GPa·%降至10.02 GPa·%,降幅达到31.1%。相比于1.0%Al钢,锻态2.0%Al钢的力学性能更为优异,而经淬火-回火热处理后,其力学性能远远低于1.0%Al钢。由此可见,当Al含量为2.0%时,试验钢种不宜进行淬火-回火热处理。

(a) 1.0%Al钢 (b)2.0%Al钢

表3 热处理后试验钢的力学性能

2.2 试验钢的显微组织

试验钢的锻压态组织如图3所示,可以看出,1.0%Al钢锻压态组织为多边形铁素体(F)、块状珠光体(P)和少量贝氏体(B),利用Nano Measurer软件测得铁素体晶粒平均粒径为22.99 μm,珠光体呈带状分布,这是因为铸坯冷却时,在先共析铁素体析出过程中,铁素体优先在纯度较高的枝晶上形核长大,枝晶之间的奥氏体中Mn等溶质元素富集形成珠光体,锻造后就会呈带状分布。2.0%Al钢的锻压态组织则以铁素体为基体,珠光体均匀地分布在铁素体基体中,还有少量的贝氏体和马氏体,铁素体晶粒平均粒径为21.22 μm。少量马氏体组织的存在以及较细小的铁素体晶粒可能是导致2.0%Al钢的力学性能更佳的主要原因。

经不同奥氏体化温度热处理后试验钢回火态组织如图4所示,图5为1.0%Al钢在950、1100℃等温处理后的原奥氏体晶粒组织及相应的粒径分布,经截线法测得其原奥氏体晶粒平均粒径依次为19.5、24.2 μm。结合图4和图5可知,1.0%Al钢原奥氏体晶粒尺寸随着奥氏体化温度的升高而增大,1.0%Al钢淬火+回火组织均为板条马氏体,并且随着奥氏体化温度的升高,马氏体板条呈粗化趋势,这是因为初始奥氏体晶粒随着奥氏体化温度的升高而长大,发生马氏体相变时由奥氏体晶界引起的机械稳定化作用降低,对马氏体长大的约束作用减小,故马氏体板条略有粗化,回火过程中马氏体板条间内应力减小,最终导致试样强度随奥氏体温度的升高而降低。2.0%Al钢回火态组织主要为铁素体和回火马氏体,依然呈现明显的带状偏析,随着奥氏体化温度的升高,组织带状偏析越明显,马氏体板条和铁素体晶粒尺寸均变大,铁素体体积分数增加,当奥氏体化温度升至1100 ℃时,2.0%Al钢组织主要为大尺寸的铁素体,马氏体体积分数极少,这与表3中力学性能测试结果一致,即此条件热处理后试验钢强度低、塑性高。

(a)1.0%Al钢,950 ℃ (b)2.0%Al钢,950 ℃

利用JMatPro软件模拟计算得到不同Al添加量下试验钢中相分布随温度变化如图6所示。由图6可见,不同Al添加量下,试验钢均在700 ℃附近开始出现奥氏体相;当Al含量为1.0%时,约950 ℃等温温度即能完全奥氏体化(图6(b));而当Al含量增至2.0%时,随着温度进一步升高,组织无法达到全奥氏体化,均为铁素体+奥氏体共存区(图6(d));若钢中不添加Al元素,如图6(a)所示,试验钢在800 ℃左右即可完全奥氏体化;若钢中Al含量为1.5%,组织完全奥氏体化温度在1150 ℃左右,当温度超过1300 ℃,钢中奥氏体相开始减少,开始出现高温铁素体相。

(a)未添加Al (b)w(Al)=1.0%

Al元素作为铁素体形成元素,其含量变化可影响钢中奥氏体和铁素体两相比例。通常而言,随着Al含量增加,钢中铁素体体积分数增大。因此,Al含量更高2.0%Al钢在950～1100 ℃奥氏体化温度范围淬火+回火热处理后,均无法得到全回火马氏体组织,钢力学性能难以得到改善,尤其是屈服强度,甚至相比于初始锻态钢还有所降低,可见当Al含量为2.0%时,该钢种不宜进行淬火+回火热处理。而当Al含量为1.0%时,经淬火+回火热处理后钢的力学性能较锻压态得到明显提升,最佳奥氏体化温度为1050 ℃,此时钢屈服强度为802 MPa,抗拉强度为912 MPa,总延伸率为13.94%,强塑积为12.71 GPa·%。

3 结论

(1)当钢中Al含量分别为1.0%和2.0%时,其密度依次为7.771、7.674 g/cm3,相比普通碳素钢,添加Al元素后钢密度明显降低,且密度降低程度随着Al含量的升高而增大。

(2)当Al含量为1.0%时,钢经淬火-回火热处理后得到回火马氏体板条组织,其最优奥氏体化温度为1050 ℃,其综合力学性能相比于锻压态有明显提升。而Al含量为2.0%的钢经淬火-回火热处理后,得到回火马氏体板条和铁素体组织,其力学性能相比于锻压态无明显改善。这是因为Al元素作为铁素体形成元素,缩小了奥氏体相区,热处理后得到较多的铁素体,不利于钢综合力学性能的提升,由此可见,当Al含量为2.0%时,该钢种不宜采用淬火-回火的热处理制度。