Mn含量對輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn鋼組織與力學(xué)性能的影響

李俊陽 姚 亮 焦思遠(yuǎn) 解 達(dá) 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)試驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)試驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

Mn含量對輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn鋼組織與力學(xué)性能的影響

李俊陽 姚 亮 焦思遠(yuǎn) 解 達(dá) 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)試驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)試驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

設(shè)計(jì)了不同Mn含量的輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼，通過金相顯微鏡、XRD及SEM等技術(shù)研究了不同退火溫度對其組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，Mn含量的提高明顯改善了輕質(zhì)鋼的塑性和綜合力學(xué)性能。試驗(yàn)鋼經(jīng)950～1 050 ℃淬火后，抗拉強(qiáng)度大于980 MPa，斷后伸長率大于40%。高的Mn含量一方面抑制了κ- 碳化物的生成，另一方面使得δ- 鐵素體呈破碎形態(tài)分布，這是改善試驗(yàn)鋼塑性的主要原因。此外，Mn含量的提高，改變了奧氏體的變形機(jī)制，這可能是試驗(yàn)鋼塑性提升的另一個(gè)重要原因。

輕質(zhì)鋼 Mn含量 力學(xué)性能 κ- 碳化物 δ- 鐵素體

隨著汽車行業(yè)的發(fā)展，汽車用鋼越來越趨向于輕量化，因此在保證汽車用鋼力學(xué)性能要求的前提下，開發(fā)低密度鋼越來越受到眾多汽車廠商的青睞。經(jīng)過眾多不同方案的嘗試與篩選，通過向鋼中添加一定量的Al元素達(dá)到輕量化目的，即Fe- Mn- Al系輕質(zhì)鋼種，成為目前研究的熱點(diǎn)。楊富強(qiáng)等[1]研究的Fe-11.5Al- 27Mn- 0.95C鋼擁有優(yōu)良的力學(xué)性能，強(qiáng)塑積達(dá)到41 GPa·>%，且減重效果明顯；同時(shí)研究了Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)在27%左右，Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)低至8%，C質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于1.6%的鋼種的組織與力學(xué)性能[2]。研究表明，錳含量和碳含量在輕質(zhì)鋼中適當(dāng)?shù)呐浜希梢垣@得綜合性能優(yōu)異的鋼種。胡智評等[3]也研究了Fe- 0.2C- 7Mn- 3Al低Mn低C類輕質(zhì)鋼，減重效果雖然不及前者，但合金元素濃度大幅度降低，強(qiáng)塑積也能達(dá)到30 GPa·>%左右，也具有相對其他鋼種的優(yōu)勢。國內(nèi)其他學(xué)者也以類似配比方法設(shè)計(jì)出了一系列優(yōu)異的Fe- Mn- Al系鋼種或Fe- Mn- Al- Si系鋼種，均獲得優(yōu)良力學(xué)性能。已知鋼中Al含量的提高，會(huì)增加奧氏體的層錯(cuò)能，并且抑制γ→ε轉(zhuǎn)變[4]。但當(dāng)Al含量增加時(shí)，鋼中形成大量在室溫下穩(wěn)定存在的高溫δ- 鐵素體[5]，該組織在軋制過程中與基體的變形協(xié)調(diào)差，嚴(yán)重影響鋼板的軋制性能，也會(huì)影響后續(xù)的軋制鋼板的力學(xué)性能。同時(shí)，隨著Fe- Mn- Al系鋼中C含量和Al含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)在5%以上)的增加[6]，在某些成分區(qū)間會(huì)出現(xiàn)具有爭議性的κ- 碳化物[6]，多分布于鐵素體晶界，導(dǎo)致鋼板力學(xué)性能惡化；也有研究表明，存在改善鋼力學(xué)性能的κ- 碳化物分布于鐵素體晶粒內(nèi)部。Han S Y等[6]在研究輕質(zhì)Fe- 8Al- 6Mn- 0.3C鋼時(shí)，發(fā)現(xiàn)κ- 碳化物的形態(tài)會(huì)變?yōu)榧?xì)小薄片狀，取代鐵素體周圍的粗大碳化物，進(jìn)而改善鋼的強(qiáng)度和塑性。目前κ- 碳化物的具體形成機(jī)制還有待深入系統(tǒng)的研究?；谖磥韺τ谳p質(zhì)鋼種的應(yīng)用需求，F(xiàn)e- Mn- Al系輕質(zhì)鋼的應(yīng)用范圍正逐漸被推廣。由于高Al鋼中Mn含量的不同會(huì)影響其各相的含量、形態(tài)與分布以及基體中孿晶的數(shù)量，進(jìn)而影響鋼的力學(xué)性能，因此有必要研究Mn含量對輕質(zhì)Fe- Mn- Al系鋼退火態(tài)的組織與力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)設(shè)計(jì)輕質(zhì)Fe- Mn- Al系鋼的Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%，由于熔煉過程Al產(chǎn)生燒損，其實(shí)際成分見表1。試驗(yàn)鋼經(jīng)20 kg真空感應(yīng)爐熔煉，澆鑄成φ85 mm的圓柱狀鑄錠。將鋼錠加熱到1 200 ℃保溫60 min后進(jìn)行鍛造，鍛成約20 mm厚的鋼坯，鍛后空冷。鋼坯被加熱至1 200 ℃保溫30 min后進(jìn)行熱軋，開軋溫度1 100 ℃，終軋溫度880 ℃，軋后空冷。熱軋后鋼板經(jīng)酸洗，再被冷軋成約1 mm厚的薄板。薄板被切割成有效尺寸為6.4 mm×30 mm的拉伸試樣，拉伸試樣經(jīng)850～1 050 ℃保溫30 min后水淬。

使用電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)測試力學(xué)性能，拉伸速率為1.5 mm/min。使用Dmax- 2550型 X射線衍射儀(Cu靶)測試相結(jié)構(gòu)。使用SU- 1500型鎢燈絲掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌。使用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織分析。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (mass fraction) %

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

表2是1號鋼和2號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的力學(xué)性能。由表2可見，隨著淬火溫度的升高，1號和2號鋼的強(qiáng)度都下降，斷后伸長率都提高。相比較，2號鋼的強(qiáng)度略低于1號鋼，斷后伸長率則都明顯高于1號鋼，尤其是當(dāng)淬火溫度高于900 ℃時(shí)，2號鋼的強(qiáng)塑積均大于30 GPa·>%，達(dá)到了第三代汽車用鋼的性能要求。

表2 1號和2號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of steel No.1 and No.2 quenched from different temperatures

2.2 顯微組織

圖1和圖2分別為1號和2號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織，圖中的白亮帶狀組織為δ- 鐵素體，基體為奧氏體。1號鋼經(jīng)850、900和950 ℃淬火，2號鋼經(jīng)850和900 ℃淬火后，組織中都存在黑色的顆粒狀物質(zhì)，即為κ- 碳化物。

由圖可見，κ- 碳化物分布于帶狀組織界面附近，1號鋼中κ- 碳化物數(shù)量明顯多于2號鋼。隨著淬火溫度升高，兩種鋼的κ- 碳化物數(shù)量逐漸減少。比較圖1(c)和圖2(c)可見， 950 ℃淬火后2號鋼中黑色顆粒狀物質(zhì)已消失，1號鋼奧氏體中依然存在黑色顆粒狀物質(zhì)。經(jīng)1 000和1 050 ℃淬火后，1號和2號鋼中均沒有黑色顆粒狀物質(zhì)。顯然，錳含量的提高抑制了κ- 碳化物的形成。Mn是奧氏體化元素，Mn含量的提高，一方面提高了奧氏體的含量，另一方面有助于奧氏體在較低的溫度下形成。奧氏體可以固溶更多的碳，不利于碳化物的形成。故在同一溫度下，1號鋼中κ- 碳化物含量多于2號鋼，且1號鋼的κ- 碳化物消失溫度也更高。結(jié)合表2力學(xué)性能來看，κ- 碳化物的存在導(dǎo)致了高的強(qiáng)度和低的斷后伸長率。隨著κ- 碳化物數(shù)量的減少，鋼的強(qiáng)度降低，斷后伸長率則明顯提高，綜合力學(xué)性能也明顯提高。由此可知，κ- 碳化物是影響Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系輕質(zhì)鋼塑性的重要因素之一。

1鋼和2號鋼經(jīng)850～1 050 ℃淬火后，δ- 鐵素體始終存在，并平行于鋼的軋制方向呈帶狀分布。隨著淬火溫度的升高，δ- 鐵素體帶狀組織逐漸由連續(xù)長條分布過渡到破碎、分解，周圍分布的原κ- 碳化物區(qū)域則轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體相。相比較，2號鋼的δ- 鐵素體更易破碎。δ- 鐵素體的破碎，導(dǎo)致在變形過程中δ- 鐵素體與周圍的奧氏體組織更易進(jìn)行協(xié)調(diào)變形，從而提高鋼的塑性。δ- 鐵素體的形態(tài)主要受溫度影響，在相對低溫區(qū)域內(nèi)(850～900 ℃)，δ- 鐵素體呈不連續(xù)形態(tài)，主要是由其界面附近κ- 碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織，進(jìn)而導(dǎo)致δ- 鐵素體的變相破碎所致。在相對低溫區(qū)域內(nèi)(950～1 050 ℃)，δ- 鐵素體的不連續(xù)形態(tài)更加明顯。顯然，Mn含量的增加，導(dǎo)致奧氏體晶粒的生長速率增大，使得δ- 鐵素體更易破碎，并由此提高鋼的塑性。所以，δ- 鐵素體的破碎也是提高輕質(zhì)鋼塑性的一個(gè)重要因素。

2.3 相結(jié)構(gòu)分析

圖3為1號和2號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的XRD圖譜，2θ為40°～45°之間的κ- 碳化物峰、奧氏體峰和鐵素體峰均為其最強(qiáng)峰。隨著淬火溫度的升高，κ- 碳化物峰和鐵素體峰都下降，奧氏體峰都升高。經(jīng)相對低溫處理(850和900 ℃)，1號和2號鋼均含有κ- 碳化物。經(jīng)相對高溫處理(950～1 050 ℃)，1號和2號鋼的κ- 碳化物最強(qiáng)峰(41°左右)均消失，僅有奧氏體峰和鐵素體峰存在。但從圖1(c)中可見，在奧氏體中依然存在黑色顆粒物質(zhì)，這可能是由于κ- 碳化物的數(shù)量較少，導(dǎo)致XRD無法檢測到。

圖1 1號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織Fig.1 Microstructures of steel No.1 quenched from different temperatures

圖2 2號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織Fig.2 Microstructures of steel No.2 quenched from different temperatures

圖3 1號(a)和2號鋼(b)經(jīng)不同溫度淬火后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of steels No.1(a) and No. 2(b) quenched from different temperatures

根據(jù)YB/T 5338—2006計(jì)算了鋼中的奧氏體含量，結(jié)果如圖4所示?？梢娊?jīng)相同溫度淬火處理后，2號鋼的奧氏體量均高于1號鋼，顯然，這是由于2號鋼含有較高的錳元素所致。隨著淬火溫度的提高，兩種鋼的奧氏體量均升高。結(jié)合表2的力學(xué)性能值，似乎奧氏體量的升高與塑性的改善有一定的關(guān)聯(lián)性，但是2號鋼較1號鋼的斷后伸長率明顯提高，用奧氏體量的變化似乎無法解釋，應(yīng)該還有其他因素起作用。

圖4 1號和2號鋼經(jīng)不同淬火溫度后的殘留奧氏體量Fig.4 Residual austenite contents of steels No.1 and No.2 quenched from different temperatures

2.4 斷裂行為

圖5和圖6是1號鋼和2號鋼從不同溫度淬火后的拉伸斷口形貌。1號鋼的斷口形貌在相對低溫區(qū)間(850～900 ℃)主要為結(jié)晶狀脆性斷口。因大量的粒狀κ- 碳化物沿軋制方向分布于δ- 鐵素體的晶界，脆性的κ- 碳化物嚴(yán)重影響鋼的力學(xué)性能，導(dǎo)致其塑性極差。在相對高溫區(qū)間(950～1 050 ℃)，1號鋼的斷口也均為脆性斷口，斷口形貌表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂特征，亮白色的撕裂棱呈網(wǎng)狀分布于暗色的小平面，隨溫度升高，小平面逐漸變大。由圖1可見，1號鋼的組織為網(wǎng)狀的δ- 鐵素體分布于奧氏體晶界，大量的帶狀δ- 鐵素體和交替分布的粗大奧氏體變形協(xié)調(diào)性差，晶界處的δ- 鐵素體易產(chǎn)生微裂紋， 造成1號鋼即使在雙相區(qū)塑性也無明顯的提升。從1 050 ℃淬火后，塑性反而降低，因奧氏體晶粒粗大，導(dǎo)致其性能更差，雙相區(qū)斷口形貌中的小平面逐漸變大即為奧氏體晶粒長大所致。

圖5 1號鋼經(jīng)不同溫度淬火后的斷口形貌 Fig.5 Fracture morphologies of steel No.1 quenched from different temperatures

2號鋼在較低的溫度區(qū)間(850～900 ℃)時(shí)，組織為κ- 碳化物+δ- 鐵素體+奧氏體，因κ- 碳化物和δ- 鐵素體的含量相對較低，奧氏體含量較高，所以其塑性較1號鋼的好。由于κ- 碳化物存在，其斷口呈現(xiàn)結(jié)晶狀和細(xì)小韌窩相結(jié)合的復(fù)合斷口特征。在相對高溫區(qū)間(950～1 050 ℃)，2號鋼的組織為大量的奧氏體+δ- 鐵素體，奧氏體在退火過程中產(chǎn)生了大量的退火孿晶，δ- 鐵素體則在更高溫度時(shí)，因奧氏體的逐漸增多呈現(xiàn)破碎分解、球化的趨勢，故斷口呈現(xiàn)明顯的塑性特征，均含有大量的韌窩，甚至出現(xiàn)深而大的“孔洞”。

此外，由于奧氏體成分不同導(dǎo)致其變形行為的不同，這也可能是導(dǎo)致1號和2號鋼的塑性差異的重要原因。按照文獻(xiàn)[7]計(jì)算了奧氏體的層錯(cuò)能，2號鋼的層錯(cuò)能為82～96 mJ/m2，而1號鋼的層錯(cuò)能遠(yuǎn)大于100 mJ/m2。這樣，2號鋼的變形主要表現(xiàn)為孿晶和位錯(cuò)機(jī)制，而1號鋼則可能僅是位錯(cuò)機(jī)制，這可能是2號鋼的塑性遠(yuǎn)高于1號鋼的一個(gè)重要原因，還有待于進(jìn)一步的工作來證實(shí)。

綜合以上分析及討論，可知1號鋼和2號鋼的綜合力學(xué)性能能否提升的最關(guān)鍵的組織因素為：δ- 鐵素體的含量及分布，κ- 碳化物的含量及分布，奧氏體的變形機(jī)制。當(dāng)δ- 鐵素體呈破碎分布、κ- 碳化物數(shù)量下降甚至消失時(shí)，輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼的塑性和綜合力學(xué)性能明顯提高，而奧氏體的變形機(jī)制還有待于進(jìn)一步的研究。

3 結(jié)論

(1)與輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10Mn鋼相比，輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 15Mn鋼具有更加優(yōu)異的力學(xué)性能。輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 15Mn鋼經(jīng)950～1 050 ℃淬火處理后，抗拉強(qiáng)度高于980 MPa，斷后伸長率大于40%。

(2)輕質(zhì)Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼經(jīng)850～1 050 ℃淬火處理后，其組織由δ- 鐵素體、κ- 碳化物和奧氏體三相或者δ- 鐵素體和奧氏體雙相組成。當(dāng)δ- 鐵素體呈破碎分布、κ- 碳化物數(shù)量下降甚至消失時(shí)，F(xiàn)e- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系輕質(zhì)鋼的綜合力學(xué)性能將明顯改善。

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收修改稿日期：2016- 09- 05

EffectofMnContentonMicrostructureandMechanicalPropertiesofLightweightFe-10Al-0.8C-10/15Steel

Li Junyang Yao Liang Jiao Siyuan Xie Da 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 lightweight Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn steel with different Mn contents was designed, and the effects of different annealing temperatures on the microstructure and mechanical properties were studied by optical microscope, XRD, SEM and so on.The results showed that the increase of Mn content significantly improved the plasticity and mechanical properties of the lightweight steel. After being annealed at temperatures ranging from 950 ℃ to 1 050 ℃, the tensile strength of test steel was higher than 980 MPa, the elongation was more than 40%.On the one hand, the high content of Mn inhibited the formation of κ- carbide; on the other hand, the ferrite was distributed in broken form, which was the main reason for improvement of the plasticity of the test steel. In addition, the increase of Mn content, having changed the deformation mechanism of austenite, was probably another key factor that induced the plasticity improvement of test steel.

lightweight steel，Mn content，mechanical property，κ- carbide，δ- ferrite

史文，男，教授，電話：021- 56332127，Email：shiwen@i.shu.edu.cn

李俊陽，男，主要從事輕質(zhì)鋼組織性能的研究，Email：529625834@qq.com