冷卻速率對Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼組織及力學(xué)性能的影響

胡錢錢 夏培康 余鵬飛 史 文 李 麟

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

冷卻速率對Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼組織及力學(xué)性能的影響

胡錢錢 夏培康 余鵬飛 史 文 李 麟

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

研究固溶處理后不同冷速對Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，固溶處理后冷卻過程中，奧氏體晶內(nèi)發(fā)生調(diào)幅分解形成納米級晶內(nèi)κ- 碳化物，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化。隨著冷卻速率的降低，γ/δ晶界形成κ- 碳化物，使得油淬和空冷試樣的第二相強(qiáng)化效果明顯，但水淬試樣的綜合力學(xué)性能最好，強(qiáng)塑積高達(dá)50.9 GPa%。拉伸試驗(yàn)過程中，晶界κ- 碳化物是試驗(yàn)鋼空冷和油淬后產(chǎn)生微孔的初始點(diǎn)，γ和δ晶粒間的變形協(xié)調(diào)不一致是水淬產(chǎn)生微裂紋的主要原因。計(jì)算獲得奧氏體層錯(cuò)能為78.99 mJ/m2，變形過程中位錯(cuò)運(yùn)動切過奧氏體晶內(nèi)納米級κ- 碳化物，形成大量平面滑移剪切帶，為明顯平面滑移特征。

Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼 κ- 碳化物 冷卻速率 力學(xué)性能

Fe- Mn- Al鋼因其低密度與高強(qiáng)、高韌性成為下一代汽車用鋼的發(fā)展方向[1- 2]。添加輕質(zhì)元素Al可以有效地降低Fe- Mn- Al鋼的密度，每增加1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的Al元素，相比TRIP與TWIP鋼其重量下降1.6%[3]，也能提高其高溫耐氧化性、耐腐蝕性能[4]和成型性[5]。Al元素是鐵素體形成元素，添加Al能明顯提高奧氏體層錯(cuò)能，并抑制變形過程中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)棣篷R氏體[6]。

Fe- 4.1Mn- 5.0Al- 1.0Si- 0.3C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)[7]鐵素體基輕質(zhì)鋼經(jīng)兩相區(qū)處理后，再經(jīng)600 ℃×(1、24 h)等溫處理過程中奧氏體分解為κ- 碳化物+鐵素體，κ- 碳化物形貌由板條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榻驙睿渌苄杂?0.9%提高到30.3%。Sohn S S[8]等研究Fe- (0.3±0.1)C- (3±1)Mn- (4,5,6)Al三種鐵素體基輕質(zhì)鋼冷軋過程中裂紋產(chǎn)生的原因，發(fā)現(xiàn)顯微組織中存在大量的板條狀、沿晶界處析出的κ- 碳化物是導(dǎo)致其軋裂的主要原因。Frommeyer G[3]等研究了Fe- 28Mn- 10Al- 1.2C鋼變形行為，發(fā)現(xiàn)沿著奧氏體{111}平面形成大量的均勻的剪切帶，位錯(cuò)運(yùn)動切過納米級的κ- 碳化物導(dǎo)致平面滑移剪切帶的形成，并提出SIP效應(yīng)(Shear- band induced plasticity)解釋其高塑性。

本文通過降低Mn含量、提高Al含量，力求保持較高強(qiáng)韌性的基礎(chǔ)上降低密度和成本。通過固溶處理后不同冷速的熱處理工藝，研究冷卻速率對Fe- Mn- Al鋼組織及力學(xué)性能的影響，并探究其變形機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及方法

采用99.9%純鐵、純鋁、99.95%錳及碳粉經(jīng)真空電阻感應(yīng)加熱爐熔煉后，得到20 kg 的Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼圓柱狀鑄錠。先將鑄錠在感應(yīng)加熱爐中加熱到1 150 ℃保溫1 h后鍛造成20 mm厚鋼板，空冷；然后將鍛造樣再次加熱到1 100 ℃進(jìn)行1 h均勻化后熱軋，終軋溫度880 ℃，軋后厚度3 mm；再經(jīng)1 030 ℃固溶處理1 h后經(jīng)不同方式冷卻，具體工藝如圖1所示。Cheng Weichun[9]研究了Fe- 0.85C- 17.9Mn- 7.1Al輕質(zhì)鋼的相轉(zhuǎn)變過程，發(fā)現(xiàn)κ- 碳化物在較高溫度下析出。為了使得κ- 碳化物全部溶解，因此固溶處理溫度選擇1 030 ℃。

圖1 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼的熱處理工藝示意圖

根據(jù)GB/T 228- 2002標(biāo)準(zhǔn)切取A30拉伸試樣，在ETM電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率1.5 mm/min。在HITACHI SU- 1500鎢燈絲掃描電子顯微鏡(SEM- EDS)下進(jìn)行斷口、顯微組織觀察及成分分析。試樣經(jīng)電解拋光去除表面應(yīng)力層后，采用DLMAX- 2550 X射線衍射儀(XRD，CuKα1)分析不同試樣的相組成及體積分?jǐn)?shù)。采用α相的(200)、(211)峰，γ相的(200)、(220)、(311)峰，根據(jù)式(1)計(jì)算奧氏體的體積分?jǐn)?shù)[10]：

(1)

式中，Iγ為奧氏體衍射峰積分平均值，Iα為鐵素體衍射峰積分平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼經(jīng)固溶處理以不同速率冷卻后的顯微組織和SEM形貌如圖2所示，可見組織基本沿軋向成帶狀分布。固溶處理過程中，部分δ- 鐵素體逐漸被破碎成島狀，不連續(xù)分布于奧氏體基體中，δ- 鐵素體與奧氏體晶粒發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶并逐漸長大，呈近球狀，奧氏體中存在大量的退火孿晶。SEM結(jié)果表明，水淬顯微組織為奧氏體(灰色)+δ- 鐵素體(白色)，油淬與空冷顯微組織為奧氏體+δ- 鐵素體+晶界κ- 碳化物。從XRD圖譜可知(見圖3)，空冷試樣主要由奧氏體峰+δ- 鐵素體峰組成，但由于κ- 碳化物的量較少，XRD不能很明顯地檢測到κ- 碳化物峰的存在。

圖2 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼經(jīng)固溶處理以不同速率冷卻后的顯微組織((a)～(c))和SEM形貌((d)～(f))

圖3 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼經(jīng)不同冷速冷卻后的XRD圖譜

通過TEM分析油淬后γ/δ晶界處碳化物的結(jié)構(gòu)特征及形貌(見圖4)。從明場像可觀察到許多100～250 nm的碳化物顆粒分布于奧氏體與鐵素體的晶界處，對其衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定，顯示為κ- 碳化物，κ- 碳化物與奧氏體之間存在以下位向關(guān)系：[110]γ//[110]κ、(- 111)γ//(- 11- 1)κ。隨著冷速的降低，κ- 碳化物析出量增加，且易在晶界處析出。因?yàn)榫Ы缣幍木Ц窕兡茌^高，擴(kuò)散激活能較小，C、Mn、Al等元素沿晶界擴(kuò)散速率較快，易達(dá)到成分起伏。

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼在淬火過程中奧氏體晶內(nèi)存在大量納米級的κ- 碳化物，如圖5和圖6所示。κ- 碳化物與奧氏體之間存在以下位向關(guān)系：[110]γ//[110]κ、(-111)γ//(-11-1)κ，因?yàn)榇慊疬^程中碳原子在奧氏體中進(jìn)行短程上坡擴(kuò)散，發(fā)生短暫的調(diào)幅分解反應(yīng)。Chang K M[11]和Park K T[12]等在研究Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼時(shí)，發(fā)現(xiàn)奧氏體在淬火過程中會發(fā)生γ→γ0+κ- 碳化物調(diào)幅分解，在奧氏體中形成大量的納米級κ- 碳化物。

2.2 力學(xué)性能

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶冷卻后的力學(xué)性能如表1所示。隨著冷卻速率的下降，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度增加，抗拉強(qiáng)度由857.9 MPa增加到1 081.9 MPa，但是斷后伸長率卻大大下降。水淬后試驗(yàn)鋼的塑性最佳，達(dá)到59.3%，其強(qiáng)塑積達(dá)到50.9 GPa%；油淬后抗拉強(qiáng)度超過1 000 MPa，斷后伸長率超過30%，其強(qiáng)塑積也達(dá)到了39.2 GPa%，滿足高強(qiáng)鋼性能要求。一般結(jié)構(gòu)鋼的比強(qiáng)度低于120 MPa/(g·cm-3)，但試驗(yàn)鋼的比強(qiáng)度均高于120 MPa/(g·cm-3)，并隨著冷卻速率的降低，從126 MPa/(g·cm-3)增加到160 MPa/(g·cm-3)。

圖4 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶后油冷的TEM

圖5 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶水淬奧氏體晶內(nèi)κ- 碳化物的TEM

圖6 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶油冷奧氏體晶內(nèi)κ- 碳化物的TEM

表1 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶冷卻后的力學(xué)性能和奧氏體含量

2.3 斷口分析

圖7為不同冷卻狀態(tài)下試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌。由圖7可見，水淬和油淬試樣的拉伸斷口存在大量的韌窩，為明顯的韌性斷裂；而空冷試樣的斷口由光滑的平面和較淺的韌窩組成，為準(zhǔn)解理斷裂。因?yàn)榭绽溥^程中在奧氏體與鐵素體晶界處會析出一定量的κ- 碳化物(見圖2(f))，脆性κ- 碳化物在變形過程中直接承受載荷，易于造成應(yīng)力集中，在其界面形成微裂紋，同時(shí)其主要分布在奧氏體與鐵素體界面處，在局部形成的裂紋更易沿著奧氏體與鐵素體界面擴(kuò)展，造成試樣沿晶界斷裂，從而形成部分較光滑的平面。水淬處理后，試驗(yàn)鋼具有最佳的強(qiáng)韌性，存在大量的韌窩，其原因是：不存在沿晶界析出的κ- 碳化物，變形過程中奧氏體基體組織具有良好的變形能力，變形協(xié)調(diào)性強(qiáng)，條狀的δ- 鐵素體不連續(xù)分布，易于形成大尺寸韌窩。

圖7 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶冷卻后拉伸斷口的形貌

3 分析與討論

本研究目的是保持Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼較高強(qiáng)韌性的基礎(chǔ)上，添加較高含量輕質(zhì)元素Al來達(dá)到最大減重的效果。通過添加10%Al元素，其密度下降到6.78 g/cm3，相比于純鐵其密度下降14.2%。

圖8為Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼拉伸變形后的顯微組織。水淬和油淬試驗(yàn)鋼中的鐵素體與奧氏體沿拉伸方向明顯伸長，空冷組織變形不明顯。拉伸過程中奧氏體晶內(nèi)產(chǎn)生大量平行的滑移帶(圖8中A區(qū)域)。Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼為奧氏體+鐵素體雙相組織，由于兩相組織在變形過程中不匹配，導(dǎo)致微裂紋易在奧氏體/δ- 鐵素體晶界處形成，進(jìn)一步拉伸過程中微裂紋逐漸聚集擴(kuò)展，最后導(dǎo)致斷裂[13]。拉伸變形過程中，水淬試驗(yàn)鋼中無κ- 碳化物存在，在變形過程中因γ/δ晶粒變形不協(xié)調(diào)導(dǎo)致γ/δ晶界處形成微小的間隙，隨著應(yīng)變的增加，間隙慢慢擴(kuò)展形成微裂紋(圖8(a)中箭頭所示)，之后聚集長大導(dǎo)致斷裂；空冷與油淬試樣因γ/δ晶界處析出硬脆κ- 碳化物(圖8(b)和圖8(c) 中箭頭所示)，協(xié)調(diào)變形能力較差，微裂紋易先在κ- 碳化物處形成，之后隨著應(yīng)變量的增加，沿γ/δ、γ/γ界面處的微裂紋慢慢聚集擴(kuò)展，最后導(dǎo)致斷裂。空冷試樣冷卻速率相對較慢，晶界析出κ- 碳化物的尺寸和數(shù)量都增加，導(dǎo)致其拉伸斷口處存在少量光滑的解理平面。因此，高鋁Fe- Mn- Al輕質(zhì)鋼若要獲得較好的綜合力學(xué)性能，需要較快的冷卻速率。

圖8 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼拉伸后的SEM形貌

層錯(cuò)能是判定高錳鋼變形機(jī)理的重要參數(shù)，其主要與合金元素和溫度有關(guān)，F(xiàn)e- Mn- Al鋼中Al、Mn、C都是增加奧氏體層錯(cuò)能的元素，根據(jù)Allain S[14]熱力學(xué)模型，層錯(cuò)能計(jì)算公式為：

(2)

式中，ΔGγ→ε是γ→ε轉(zhuǎn)變時(shí)摩爾自由能差，σγ→ε是γ/ε間{111}面的界面能，ρ為FCC結(jié)構(gòu)中密排面{111}的原子面堆垛密度，即單位面積上原子數(shù)。

根據(jù)XRD計(jì)算結(jié)果(表1)可知試驗(yàn)鋼中奧氏體含量較高，鐵素體含量較低，所以采用高錳鋼的成分體系估算試驗(yàn)鋼中奧氏體的層錯(cuò)能。平面滑移機(jī)制一般出現(xiàn)在高層錯(cuò)能的高錳奧氏體鋼中。室溫條件下，計(jì)算Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼的層錯(cuò)能為78.99 mJ/m2，遠(yuǎn)高于高錳鋼中發(fā)生TRIP、TWIP效應(yīng)的層錯(cuò)能臨界值[15]，層錯(cuò)能較高的奧氏體組織室溫變形表現(xiàn)為平面滑移特征。Frommeyer與Brux[3]研究Fe- 28Mn- 10Al- 1.2C鋼變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，位錯(cuò)運(yùn)動切過納米級的κ- 碳化物導(dǎo)致平面滑移剪切帶的形成，并提出SIP效應(yīng)(Shear- band induced plasticity)解釋其高塑性。圖9和圖10分別為水淬和油淬試驗(yàn)鋼拉伸斷口處奧氏體的TEM結(jié)果。可見在奧氏體晶內(nèi)形成大量的沿特定晶向相互平行的平面滑移線剪切帶(圖中箭頭所示)，暗場像中明顯觀察到滑移帶切過奧氏體中納米級的κ- 碳化物(如圖10(b)所示)。在拉伸變形過程中，產(chǎn)生大量的運(yùn)動位錯(cuò)與納米級的κ- 碳化物相遇，切過κ- 碳化物與基體一起變形，從而形成大量的平行滑移帶。位錯(cuò)切過第二相粒子時(shí)必須作額外的功，消耗大量的能量，從而試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度提高，沉淀強(qiáng)化作用明顯。這種剪切帶現(xiàn)象導(dǎo)致試驗(yàn)鋼具有好的強(qiáng)度與塑性的結(jié)合。

4 結(jié)論

(1)Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼經(jīng)固溶處理后冷卻過程中，奧氏體發(fā)生調(diào)幅分解形成納米級的晶內(nèi)κ- 碳化物，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化。隨著冷卻速率的降低，γ/δ晶界κ- 碳化物從無到有，晶界κ- 碳化物使得油淬和空冷試樣的第二相強(qiáng)化效果明顯，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度上升，塑性降低，強(qiáng)塑積下降，其中水淬處理后的綜合力學(xué)性能最好，其強(qiáng)塑積高達(dá)50.9 GPa%。

圖9 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶水淬拉伸后奧氏體的TEM圖像及衍射花樣標(biāo)定

圖10 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶油冷拉伸后奧氏體的TEM圖像及衍射花樣標(biāo)定

(2)Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼固溶處理后，水淬和油淬試樣的拉伸斷口為韌窩斷裂，空冷試樣為準(zhǔn)解理斷裂。硬脆κ- 碳化物在晶界析出易造成應(yīng)力集中以及奧氏體/δ- 鐵素體變形不匹配，均導(dǎo)致油淬和空冷試樣拉伸過程中裂紋的萌生和擴(kuò)展；奧氏體/δ- 鐵素體變形不匹配是導(dǎo)致水淬試樣最終斷裂的原因。

(3)經(jīng)計(jì)算獲得Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C輕質(zhì)鋼的奧氏體層錯(cuò)能為78.99 mJ/m2，層錯(cuò)能較高的奧氏體組織室溫變形表現(xiàn)為平面滑移特征。變形過程中位錯(cuò)運(yùn)動切過奧氏體晶內(nèi)納米級κ- 碳化物，形成大量平面滑移剪切帶，其變形機(jī)理為剪切誘發(fā)塑性。

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收修改稿日期：2016- 04- 13

Effect of Cooling Rate on the Microstructure and Mechanical Properties of Fe- Mn- Al Lightweight Steel

Hu Qianqian Xia Peikang Yu Pengfei Shi Wen Li Lin

(State Key Laboratory of Advanced Special Steel & Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

The effect of cooling rate on microstructure and mechanical properties of Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel after solution treatment was investigated. The results showed that the nanoscale κ- carbide was formed in austenite grains through spinodal decomposition during cooling process of solution treatment and exhibited precipitation strengthening.With the decreasing of cooling rate, κ- carbide was formed in γ/δ grain boundaries, the second phase strengthened effect was obviously observed in oil quenching(OQ) and air cooling(AC) samples. After being solution treated at 1 030 ℃ and water quenched(WQ), the steel possessed an excellent combination of strength and ductility, with the value of product of tensile strength and elongation over 50.9 GPa%. During tensile deformation, the micropore formation of AC and OQ steel started from the precipitated κ- carbide along grain boundaries, the microcracks of WQ steel started from γ/δ grain boundaries, because of the existing deformation mismatch between these two phases. The computation result of SEF in austenite of Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel was 78.99 mJ/m2.The movement dislocations cut across the nanoscale κ- carbide in austenite grains, which led to the formation of uniformly arranged shear bands of austenite. The Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel showed the obvious characteristic of planer gliding.

Fe- Mn- Al lightweight steel，κ- carbide，cooling rate，mechanical property

胡錢錢，男，從事汽車用輕質(zhì)高強(qiáng)鋼的研究，Email：huqianqian2013@126.com，電話：18321766825

史文，教授，電話：13917506016，Email: shiwen@shu.edu.cn