一种新型铁素体不锈钢的深冲性能研究

张 帅，李静媛，杜 伟，江来珠

(1.北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083;2宝山钢铁股份有限公司，上海 200431)

430铁素体不锈钢成本低廉，并具有优良的耐氯化物和应力腐蚀性能，被广泛应用于厨房设备等领域.在这些应用领域，通常还要求430铁素体不锈钢具有优良的深冲性能和耐均匀腐蚀性能，但目前国内相应钢种尚不能很好地满足此类要求［1］，与Cr-Ni奥氏体不锈钢相比冷冲性能尚有一定差距.其应变硬化指数n值较低，但已经与低碳钢相近，因此，无太大提高余地，而平均塑性应变比值明显低于低碳钢，尚有很大挖掘潜力，有待进一步提高［2］.国外很早就已注重新型铁素体不锈钢的开发与应用，经过多年的实践，人们逐渐认识到传统铁素体不锈钢的性能缺陷主要是由间隙原子C和N引起的，它们在加工变形时钉扎位错、阻止滑移而降低深冲系数，恶化深加工性能［3］.目前，基于冶金工艺的改进以及对铁素体不锈钢微合金化物理冶金机理的研究已经非常深入，通过添加微量合金元素，降低有害元素含量可以增加有利织构，提高钢的深冲性能［4-6］.基于此，宝钢研究院不锈钢所通过技术创新开发了一种新型铁素体不锈钢，较传统430铁素体不锈钢C、N含量降低，且加入了 Nb、Ti、Sn等元素.初步研究表明这种钢耐蚀性能优良，有望在将来取代传统430铁素体不锈钢，实现产业化生产，应用在厨房冲压制品等方面.目前，该钢种的深冲性能以及退火工艺对板材织构的影响规律是亟待查明的问题.

1 试验

1.1 试验材料

本文试验材料由宝钢提供，化学成分见表1，作为对比也给出了宝钢生产的B430化学成分.板坯经过热轧、退火、喷砂，最终冷轧成0.6 mm厚的轧板.

表1 试样的化学成分(质量分数)

1.2 试验方法

冷轧板在 840、860、880、900、920 ℃下经2 min或4 min退火处理.将退火后的轧板切割成10 mm×12 mm(长度方向为轧向)试样，研磨抛光，侵蚀后在H-800光学显微镜下观察横向截面的显微组织，侵蚀剂为5 gCuSO4+20 mLHCL+20 mLH2O.

从退火板上切取同样大小试样，将轧板平面研磨到中心层制成织构测定样品，在D5000型X射线衍射仪上进行宏观织构检测，绘出取向分布函数ODF的Ø2截面图.

按国标GB5027-85沿与薄板轧向呈0、45、90的方向制成拉伸试样，在MTS810材料试验机上进行拉伸试验，测得各个方向的塑性应变比r值，根据公式=(r0+r90+2r45)/4和Δr=(r0+r90-2r45)/2分别计算相应退火温度的平均塑性应变比)和各项异性指数(Δr).

通过安装在扫描电子显微镜上的OIM 4000 EBSD系统对试样中晶粒取向分布情况和低重位点阵晶界分布情况进行观察、分析.对取得理想值的试样在FEI Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)下进行面扫和点扫，分析其主要元素分布和析出情况，

2 结果与分析

2.1 退火温度对宏观织构和深冲性能的影响

从图1不同退火温度的取向分布ODF图来看，冷轧态时，钢中的织构以较强的α纤维织构和较弱的γ纤维织构为主，α纤维织构主要是取向密度为4的(001)［11-0］织构和取向密度为6.5的(112)［110］织构，γ纤维织构主要是(111)［1］取向，密度较弱，仅为3.0.840℃退火后，α纤维织构转变为取向密度为4的(558)［10］织构，与原始冷轧板的α纤维织构偏离一定角度，而γ织构依然以{111}＜112＞取向为主，最大取向密度为7.8.860℃退火时，α织构的密度和分布范围明显降低，仍然以(558)［10］织构为主，但其密度已降低到2，{111}＜112＞织构的最大取向密度则略有升高，为7.9.880℃退火时，α织构进一步减少，(001)［10］织构已经消失，γ纤维再结晶织构中的{111}＜112＞的最大取向密度则达到8.5.900℃时α纤维织构已基本不存在，{111}＜112＞的最大取向密度升高到8.8.继续升温到920℃时，{111}＜112＞织构的最大取向密度略有增加，达到9.0，但其中取向密度为8.2的(111)［11］织构向(334)［43］织构发生了偏移.同时，已经消失的(001)［10］织构和(001)［0］织构又再次出现.

对不同退火温度的试样在室温下进行15%拉伸，分别测得每个退火温度下3个方向r0、r45、r90的塑性应变比，并计算平均塑性应变比和板面各项异性指数△r，结果如表2所示

图1 不同冷轧退火板织构恒Ø2=45°ODF截面图

表2 不同退火工艺下的拉伸试验结果

2.2 退火温度对显微组织的影响

试验钢的冷轧板随着退火温度的升高，其显微组织的变化规律如图2所示.图2(a)为冷轧态，此时钢中组织由于轧制的作用呈纤维状.图2(b)是840℃下再结晶退火2 min的组织，此时钢中已发生部分再结晶，但还能看到明显的轧制纤维组织.通过局部放大图可以看到，再结晶晶粒沿纤维组织晶界形核、长大，并开始吞噬变形组织.此时的晶粒大小不均匀，再结晶晶粒与未再结晶晶粒混杂，呈现出典型的混晶组织.图2(c)为860℃下退火2 min的组织，可以看到，此时钢中再结晶过程已基本完成，晶粒大多呈等轴状，直径约5～10 μm，但尚有少量未被吞噬纤维状组织存在.

图2 试验钢冷轧板经2 min退火前后显微金相组织

温度升高到880℃时，如图2(d)所示，退火板内晶粒已经完全再结晶，组织为等轴晶，晶粒细小均匀，平均晶粒尺寸约为15 μm.随着退火温度继续升高，再结晶晶粒开始长大，在900℃时，如图2(e)所示，平均晶粒尺寸达到25 μm，但均匀性有所降低，大晶粒开始吞噬小晶粒，晶粒尺寸从3～5 μm至 30 μm 不等.达到920 ℃时，如图2(f)所示，晶粒继续长大，且发生部分晶粒异常长大，晶粒尺寸均匀性下降，晶粒尺寸从10 μm至70 μm不等.

对比图1和图2可以发现，α纤维织构主要由被延长的、非等轴的晶体组织构成，γ纤维织构则主要由强烈变形的位错墙胞状组织构成.随着再结晶退火的进行，胞状组织逐渐形核、长大，形成等轴晶，并吞噬长条状α纤维组织，即{111}取向的晶粒吞噬{001}取向的晶粒，与此变化一致的是γ纤维织构取向密度的增加和α纤维织构取向密度的减少.γ纤维织构的优先生长是因为具有{111}取向的晶粒有特殊的取向关系.对900℃/2 min退火工艺下试样的取向分布和晶界分布情况进行观察，不同取向晶粒用不同颜色表示，如图3(a)所示，低重位点阵晶界也用不同颜色示出，见图3(b).

图3 900℃，2 min退火试样EBSD试验结果

由图3(b)可以看到，在{111}取向晶粒和{001}取向晶粒交界处存在较多低重位点阵晶界，即Σ小于29的晶界(设想同种晶体结构的两个互相贯穿的点阵充满整个空间，它们之间通过转轴［uvw］和转角θ相互联系起来.如果转角θ是任意的，并不一定存在一个两个晶体的阵点相重合的超点阵，只有对于某些特定的θ才存在这样的超点阵，人们称之为重位点阵(CSL).重位阵点密度的倒数称为Σ，这是标志CSL的一个重要参量.Σ越小，重合的原子位置越多，Σ只取奇数)，这种取向的晶粒具有较高的晶界能，晶界迁移率大，会优先长入附近的形变基体，从而形成较强的{111}再结晶织构.当退火温度为920℃时，由于温度过高，晶界向各个方向扩散的几率都增大，原先具有的特殊取向遭到破坏，γ纤维取向晶粒的生长受阻，而其周围的α纤维取向晶粒又开始生长，已经消失的(001)［11-0］织构和(001)［1-1-0］再次出现.

2.3 SEM结果

对900℃，2 min退火试样进行扫描电镜分析，结果如图4所示，可以看到，钢中主要元素分布均匀，未出现偏聚，但有白色的析出物出现，这些析出物在晶界和晶粒内都有出现，呈分散状态，尺寸不一，大多数尺寸小于1 μm，最大的析出物尺寸约为2 μm.

图4 900℃，2 min退火试样元素分布

为了弄清析出物的成分，选择其中的一个析出物进行扫描，结果如图5所示.根据波谱可以看出，析出物中有较高含量的Ti、Nb、C、N 元素，其质量分数(%)分别为Ti=62.60，Nb=9.16，C=5.77，N=14.22，均明显高于这些元素在试验用铁素体不锈钢中的平均含量，表明该析出物主要是Ti、Nb的碳氮化物.进一步分析其他析出物，结果显示这些析出物都是Ti、Nb的碳氮化物.

图5 析出物金相照片(a)及扫描结果(b)

2.4 900℃不同时间退火后组织、织构及性能变化

根据拉伸试验结果，900℃，2 min退火后，试验钢取得了较好的塑性应变比，为了分析试验钢在较长退火时间下组织、织构及性能的变化情况，本文将试验钢做900℃，4 min退火处理，得到=1.82，较900℃，2 min退火略有提高.组织和织构变化对比如图6所示.

对比图2(e)和图6(a)可知，退火时间不变为2 min，温度由900℃增加到920℃时，晶粒长大，但大小均匀性未得到改善，但当900℃处理时间由2 min延长至4 min后，大尺寸晶粒直径未改变，而组织整体均匀等轴化，平均晶粒尺寸为40 μm.这在一定程度上将改善钢的冲压性能，对提高值有益处.对比图1(e)和图6(b)可知，退火时间由2 min增加到4 min时，已经消失的(001)［10］织构和(001)［0］织构再次出现，同时还出现了取向密度均为2的(558)［10］织构，γ纤维织构的取向密度也略有增加，达到9.0.这是因为晶粒长大过程是一个晶粒吞并另一个晶粒的过程，这一过程晶界迁移率起着重要作用，保温时间较长时，具有低晶界迁移率的α纤维取向晶粒也获得了充分生长的机会，同时γ纤维织构取向的晶粒继续增长.

图6 试验钢冷轧板900℃，4 min退火后显微金相组织及织构分布

2.5 新型铁素体不锈钢和传统430铁素体不锈钢比较

试验用材料均为宝钢提供，其生产的传统铁素体不锈钢B430经冷轧退火后获得的最佳平均塑性应变比=1.2，退火制度为850 ℃ /2 min［8］.本文采用的改进后的铁素体不锈钢，研究发现，在900℃得到较理想的组织和织构，经4 min退火后平均塑性应变比达到1.82，深冲性能有望得到明显改善.

2.6 讨论

值得注意的是，改进后试验钢的完全再结晶温度880℃比传统430铁素体不锈钢(850℃)要高，这是由于试验钢中加入了Ti、Nb元素，与钢中的碳氮元素形成Ti、Nb的碳、氮化物，弥散分布在晶粒中，起到了固定碳、氮元素的作用［12］.铁素体钢中，碳、氮元素以间隙原子状态存在，间隙原子的扩散速度很快，而再结晶晶核的形成与长大都需要原子的扩散，因此，含C、N元素较高的传统430铁素体不锈钢更易发生再结晶，在较低温度下就可以完成再结晶.另一方面，新型铁素体不锈钢深冲性能的提高与Ti、Nb元素的加入有重要关系.据文献［13-14］添加 Ti、Nb 稳定化元素后，实验钢铸态组织中的结晶区变宽，结晶区的增加有利于凝固组织中等轴晶的形成，同时，凝固过程中析出的TiN是有效的等轴晶异质形核的核心［15］，可以有效提高凝固组织的等轴晶率，同时凝固组织柱状晶比例下降，而柱状晶被认为是冷轧退火后不利α纤维织构的来源，等轴晶则有利于形成γ纤维织构，因此，Ti、Nb元素的加入有助于提高平均塑性应变比，改善深冲性能.

3 结论

1)试验钢在840～900℃退火2 min时，随着温度的升高，有利γ纤维织构的取向密度和分布范围呈增长趋势，不利织构则不断减少，平均塑性应变比的变化规律与有利织构的密度变化极好地吻合，在900℃时取得最大值.

2)退火温度高于920℃，不利织构增加，有利织构减少.保温时间大于4 min，不利织构和有利织构都增加.退火温度过高，γ纤维织构中晶粒的特殊取向关系遭到破坏，所以α纤维取向密度增加，γ纤维织构密度下降.保温时间过长，并没有破坏γ纤维织构中晶粒的特殊取向，但α纤维取向晶粒也获得了充分生长的机会，所以两者的密度都增加了.

4)试验钢的再结晶温度高于传统430铁素体不锈钢，经900℃，4 min退火后有望取得理想的深冲性能，此时=1.82，较传统铁素体不锈钢的=1.2提高了约50%.

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