碳元素及加热温度对SCM435钢氧化行为的影响

刘 苗，胡万卿，戚 桓，高乙元，庞启航

（1.辽宁科技大学 材料与冶金学院，辽宁 鞍山 114051；
2.鞍钢集团钢铁研究院，辽宁 鞍山 114009）

螺栓钢作为汽车组装过程中的重要材料，其需求量随着汽车行业的高速发展而与日俱增。高强螺栓一般采用低碳合金钢或中碳钢，经淬火和高温回火的调质处理，可获得优异的综合力学性能，从而能够服役于较复杂、恶劣的环境［1-4］。

早期高强螺栓的研究主要从强度方面考虑。Shiozaw 等［5］系统研究不同元素对AISI4340 钢的影响，认为Ti 元素能提高钢的耐延迟断裂抗力。惠卫军等［6-7］认为微合金元素V、Ti、Nb 等与碳、氮元素有很强的亲和力，能够形成稳定的第二相，从而改善钢的力学性能。Sumitomo等［8］通过添加V、Nb和其他控制手段开发了1 200～1 400 MPa系列螺栓钢。肖丙政等［9］对耐候螺栓钢盘条的终轧温度和吐丝温度参数进行优化，改善其显微组织构成，将其断面收缩率由47%提升至60.25%。

热轧过程中产生的氧化铁皮会影响最终成品的质量。由于线材的生产流程复杂，各个生产环节所产生的氧化铁皮构成各不相同，表现出来的力学性能也各不相同。如FeO 的硬度最小，仅有460 HV，Fe2O3的硬度最高，可达到1 050 HV；
而就热塑性来说，FeO最好，Fe3O4基本没有热塑性［10-11］。大量生产经验表明，FeO 含量高的铁皮易脱落，但并不是完整地脱落，而是局部脱落，造成整卷盘条表面氧化铁皮不均匀，严重影响美观以及后续加工使用性能。

本文以高强度螺栓用钢SCM435为研究对象，利用OM、SEM、XRD 等检测手段，研究碳含量和加热温度对SCM435表面氧化行为的影响，分析不同工艺下氧化铁皮的形貌、厚度、结构及成分，以揭示其氧化行为的控制机制。

本文所用两种螺栓钢的化学成分如表1 所示。轧制前采取预热-加热-均热的加热方式，均热段温度为（1 150±10）℃，保温时间为80～120 min，进精轧温度为（850±15）℃，吐丝温度为（850±10）℃，轧制22 道次，得到直径为10 mm 的实验钢。将1号与2号实验钢轧制后的氧化铁皮削掉，再进行加热，加热制度如表2 所示，从而获得3～6号实验钢。

表1 实验钢的化学成分Tab.1 Chemical composition of tested steel

表2 加热工艺表Tab.2 Table of heating process

将6个试件的氧化铁皮机械剥落后研磨，进行XRD 检测，以获得6 个试样的氧化铁皮物相组成。分别将6 个试件制成金相试样，经打磨、抛光后，用4%硝酸酒精溶液腐蚀。使用Axio Vert.A1金相显微镜、蔡司EVO MA 10 扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）对实验钢的显微组织形貌进行观察和能谱分析。从原始线材上线切割截得长度为9 cm、受力段宽度为6 mm 的拉伸试样，以2 mm/min的速率进行拉伸实验，重复三次，得到实验钢的应力应变曲线。

2.1 单向拉伸试验

拉伸试样分别取自1 号和2 号高强螺栓钢轧制的尾部，拉伸结果如图1所示。试样1的抗拉强度是406.27 MPa，断后伸长率是0.123；
试样2的抗拉强度是436.79 MPa，断后伸长率是0.115。两个试样抗拉强度均为410 MPa，达到国家标准。

图1 拉伸试样的应力-应变曲线Fig.1 Stress-strain curves of tensile specimens

拉伸断口形貌如图2 所示。断口中存在大量的韧窝，可以判定为韧性断裂。

图2 拉伸断口形貌Fig.2 Tensile fracture morphology

2.2 含碳量对氧化铁皮的影响

图3为含碳质量分数0.35%的1号实验钢与含碳质量分数0.1%的2号实验钢的氧化铁皮显微形貌。1号钢的氧化铁皮厚度明显小于2号钢。1号实验钢的氧化铁皮层厚度分布不均匀，平均厚度约为9.67 μm，分界层厚度约为1.51 μm，中间层约为2.85 μm。2 号钢的氧化铁皮层平均厚度约为34.39 μm，分界层厚度约为3.85 μm，中间层约为30.71 μm。由此可知，实验钢的含碳量越高，氧化铁皮的厚度越薄。

图3 不同含碳量螺栓钢氧化铁皮的微观形貌Fig.3 Microstructure of bolt steel oxide sheet with different carbon content

对不同含碳量的1 号实验钢和2 号实验钢的氧化铁皮进行XRD物相分析，结果如图4所示。1号钢的氧化铁皮主要成分为Fe3O4，同时含有一定量的Fe2O3；
2号钢的氧化铁皮主要成分为Fe2O3，同时只含有少量Fe3O4和FeO。两种螺栓钢中的含碳量不同，实验钢在加热氧化过程中，碳原子在氧化铁皮中发生富集，阻碍铁离子的扩散。含碳量越高的螺栓钢，阻碍铁离子扩散的能力越强，越能显著提高钢的抗氧化性能。

图4 不同含碳量螺栓钢的氧化铁皮的XRD检测Fig.4 XRD detection of oxide sheet of bolt steel with different carbon content

为进一步研究含碳量对螺栓钢氧化铁皮的影响，对1号与2号实验钢的氧化铁皮特定位置进行能谱分析，结果如图5所示。特定点分别选在氧化铁皮近外处、与基体分层边缘处、分层处及基体上，成分分析结果如表3 所示。在同一层上，黑色裂纹区域出现碳元素聚集，在2号实验钢的裂纹处碳含量达到峰值，可以确定是C 原子的聚集引发应力集中，从而萌生裂纹。根据表3中氧化铁皮的铁氧比，再次证明：1号实验钢中Fe3O4较多，2号实验钢中Fe2O3较多。由此表明，实验钢的含碳量越低，其氧化铁皮主要由Fe2O3组成，且分布越均匀，与钢的结合力越好；
而含碳量越高，其氧化铁皮主要由Fe3O4组成，且分布不均匀，甚至会出现断带和裂纹。

表3 不同位置处的成分定量分析Tab.3 Quantitative analysis of components at different locations

图5 氧化铁皮能谱图Fig.5 Energy spectrum of oxide sheet

2.3 加热温度对氧化铁皮的影响

分别将1 号和2 号实验钢加热至850 ℃和750 ℃，得到3～6号样品，氧化铁皮的XRD检测结果如图6 所示。图6a～c 中，1 号实验钢的氧化铁皮中，Fe3O4的含量高于Fe2O3；
加热至750 ℃时，5号实验钢的氧化铁皮中Fe2O3的含量高于Fe3O4；
加热至850 ℃时，3 号实验钢的氧化铁皮中Fe2O3的含量远高于Fe3O4。这表明，含碳质量分数为0.35%的螺栓钢的氧化铁皮经过加热之后Fe3O4的含量减少，亚铁离子转化为铁离子。图6d～f中，2号实验钢的氧化铁皮中，Fe2O3的含量高于Fe3O4；
加热至750 ℃时，6 号实验钢的氧化铁皮中，Fe3O4的含量高于Fe2O3；
加热至850 ℃时，4 号实验钢的氧化铁皮中，Fe3O4的含量高于Fe2O3。这表明，含碳质量分数为0.1%的螺栓钢的氧化铁皮在加热后Fe3O4的含量增多。

图6 不同加热温度后产生的氧化铁皮的XRD分析Fig.6 XRD analysis of oxide sheet produced at different heating temperatures

两种螺栓钢在不同加热温度下的显微组织如图7 所示。图7a～c 中，1 号钢的氧化铁皮层厚度约为9.67 μm，分界层厚度约为1.51 μm，中间层厚度约为2.85 μm；
3 号钢的氧化铁皮层厚度约为14.96 μm；
5号钢的氧化铁皮层厚度约为34.72 μm，其中上层的氧化铁皮层厚度约为3.35 μm，下层的氧化铁皮层厚度约为31.37 μm。这说明1 号钢的氧化铁皮厚度最小，且分布不均；
5 号实验钢的厚度最大，且氧化铁皮分层明显。因此，在含碳质量分数为0.35%的螺栓钢中，随着温度的升高，螺栓钢产生的氧化铁皮厚度降低，且温度越高氧化铁皮层越不均匀。图7d～f 中，4 号实验钢的氧化铁皮厚度最大，约为123.5 μm，其中上层氧化铁皮厚度约为96.91 μm，下层氧化铁皮厚度约为16.97 μm；
6 号试件的氧化铁皮厚度最小，约为9.83 μm，且有明显分层现象，上层厚度约为8.76 μm，下层厚度约为1.12 μm。这表明，含碳质量分数为0.1%的螺栓钢，随着温度的升高，氧化铁皮的厚度增大，但当达到一定温度时，氧化铁皮的厚度反而会减小。

（1）含碳量较高的35CrMoV钢抗拉强度略低于含碳量较低的10CrMoV 钢，两种成分钢均满足国标性能要求。

（2）碳原子能够阻碍铁离子迁移，提高钢的抗氧化性能，含碳量较高的螺栓钢更易产生较薄的氧化铁皮。对于含碳质量分数0.35%的螺栓钢，随着加热温度的升高其氧化铁皮厚度降低，且加热温度越高氧化铁皮层越不均匀，与基体的结合力较差，易剥落。对于含碳质量分数0.1%的螺栓钢，随着温度的升高，存在临界温度，使氧化铁皮的厚度先增加后减小。

（3）不同含碳量的螺栓钢，轧制后氧化铁皮的成分组成不同。含碳量较低时，氧化铁皮主要由Fe2O3组成，且分布均匀，与基体的结合力较好，加热后Fe3O4的含量增多；
而含碳量较高时其氧化铁皮主要由Fe3O4组成，分布不均匀，甚至会出现断带和裂纹，随加热温度的升高，亚铁离子转化为铁离子，Fe3O4的含量减少。

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