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

李俊陽 姚 亮 焦思遠 解 達 史 文 李 麟

(省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點試驗室、上海市鋼鐵冶金新技術開發應用重點試驗室和上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

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

李俊陽 姚 亮 焦思遠 解 達 史 文 李 麟

(省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點試驗室、上海市鋼鐵冶金新技術開發應用重點試驗室和上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

設計了不同Mn含量的輕質Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼，通過金相顯微鏡、XRD及SEM等技術研究了不同退火溫度對其組織和力學性能的影響。結果表明，Mn含量的提高明顯改善了輕質鋼的塑性和綜合力學性能。試驗鋼經950～1 050 ℃淬火后，抗拉強度大于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- 鐵素體呈破碎形態分布，這是改善試驗鋼塑性的主要原因。此外，Mn含量的提高，改變了奧氏體的變形機制，這可能是試驗鋼塑性提升的另一個重要原因。

輕質鋼 Mn含量 力學性能 κ- 碳化物 δ- 鐵素體

隨著汽車行業的發展，汽車用鋼越來越趨向于輕量化，因此在保證汽車用鋼力學性能要求的前提下，開發低密度鋼越來越受到眾多汽車廠商的青睞。經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元素達到輕量化目的，即Fe- Mn- Al系輕質鋼種，成為目前研究的熱點。楊富強等[1]研究的Fe-11.5Al- 27Mn- 0.95C鋼擁有優良的力學性能，強塑積達到41 GPa·>%，且減重效果明顯；同時研究了Mn質量分數在27%左右，Al質量分數低至8%，C質量分數高于1.6%的鋼種的組織與力學性能[2]。研究表明，錳含量和碳含量在輕質鋼中適當的配合，可以獲得綜合性能優異的鋼種。胡智評等[3]也研究了Fe- 0.2C- 7Mn- 3Al低Mn低C類輕質鋼，減重效果雖然不及前者，但合金元素濃度大幅度降低，強塑積也能達到30 GPa·>%左右，也具有相對其他鋼種的優勢。國內其他學者也以類似配比方法設計出了一系列優異的Fe- Mn- Al系鋼種或Fe- Mn- Al- Si系鋼種，均獲得優良力學性能。已知鋼中Al含量的提高，會增加奧氏體的層錯能，并且抑制γ→ε轉變[4]。但當Al含量增加時，鋼中形成大量在室溫下穩定存在的高溫δ- 鐵素體[5]，該組織在軋制過程中與基體的變形協調差，嚴重影響鋼板的軋制性能，也會影響后續的軋制鋼板的力學性能。同時，隨著Fe- Mn- Al系鋼中C含量和Al含量(質量分數在5%以上)的增加[6]，在某些成分區間會出現具有爭議性的κ- 碳化物[6]，多分布于鐵素體晶界，導致鋼板力學性能惡化；也有研究表明，存在改善鋼力學性能的κ- 碳化物分布于鐵素體晶粒內部。Han S Y等[6]在研究輕質Fe- 8Al- 6Mn- 0.3C鋼時，發現κ- 碳化物的形態會變為細小薄片狀，取代鐵素體周圍的粗大碳化物，進而改善鋼的強度和塑性。目前κ- 碳化物的具體形成機制還有待深入系統的研究。基于未來對于輕質鋼種的應用需求，Fe- Mn- Al系輕質鋼的應用范圍正逐漸被推廣。由于高Al鋼中Mn含量的不同會影響其各相的含量、形態與分布以及基體中孿晶的數量，進而影響鋼的力學性能，因此有必要研究Mn含量對輕質Fe- Mn- Al系鋼退火態的組織與力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗設計輕質Fe- Mn- Al系鋼的Al質量分數為10%，由于熔煉過程Al產生燒損，其實際成分見表1。試驗鋼經20 kg真空感應爐熔煉，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后進行熱軋，開軋溫度1 100 ℃，終軋溫度880 ℃，軋后空冷。熱軋后鋼板經酸洗，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850～1 050 ℃保溫30 min后水淬。

使用電子萬能拉伸試驗機測試力學性能，拉伸速率為1.5 mm/min。使用Dmax- 2550型 X射線衍射儀(Cu靶)測試相結構。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。使用光學顯微鏡進行顯微組織分析。

表1 試驗用鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (mass fraction) %

2 試驗結果與分析

2.1 力學性能

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

表2 1號和2號鋼經不同溫度淬火后的力學性能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850、900和950 ℃淬火，2號鋼經850和900 ℃淬火后，組織中都存在黑色的顆粒狀物質，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已消失，1號鋼奧氏體中依然存在黑色顆粒狀物質。經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。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。結合表2力學性能來看，κ- 碳化物的存在導致了高的強度和低的斷后伸長率。隨著κ- 碳化物數量的減少，鋼的強度降低，斷后伸長率則明顯提高，綜合力學性能也明顯提高。由此可知，κ- 碳化物是影響Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系輕質鋼塑性的重要因素之一。

1鋼和2號鋼經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長條分布過渡到破碎、分解，周圍分布的原κ- 碳化物區域則轉變為奧氏體相。相比較，2號鋼的δ- 鐵素體更易破碎。δ- 鐵素體的破碎，導致在變形過程中δ- 鐵素體與周圍的奧氏體組織更易進行協調變形，從而提高鋼的塑性。δ- 鐵素體的形態主要受溫度影響，在相對低溫區域內(850～900 ℃)，δ- 鐵素體呈不連續形態，主要是由其界面附近κ- 碳化物轉變為奧氏體組織，進而導致δ- 鐵素體的變相破碎所致。在相對低溫區域內(950～1 050 ℃)，δ- 鐵素體的不連續形態更加明顯。顯然，Mn含量的增加，導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鋼塑性的一個重要因素。

2.3 相結構分析

圖3為1號和2號鋼經不同溫度淬火后的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。經相對低溫處理(850和900 ℃)，1號和2號鋼均含有κ- 碳化物。經相對高溫處理(950～1 050 ℃)，1號和2號鋼的κ- 碳化物最強峰(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，這可能是由于κ- 碳化物的數量較少，導致XRD無法檢測到。

圖1 1號鋼經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YB/T 5338—2006計算了鋼中的奧氏體含量，結果如圖4所示。可見經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。結合表2的力學性能值，似乎奧氏體量的升高與塑性的改善有一定的關聯性，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，應該還有其他因素起作用。

圖4 1號和2號鋼經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間(850～900 ℃)主要為結晶狀脆性斷口。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- 碳化物嚴重影響鋼的力學性能，導致其塑性極差。在相對高溫區間(950～1 050 ℃)，1號鋼的斷口也均為脆性斷口，斷口形貌表現為準解理斷裂特征，亮白色的撕裂棱呈網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調性差，晶界處的δ- 鐵素體易產生微裂紋， 造成1號鋼即使在雙相區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，導致其性能更差，雙相區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間(850～900 ℃)時，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，其斷口呈現結晶狀和細小韌窩相結合的復合斷口特征。在相對高溫區間(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生了大量的退火孿晶，δ- 鐵素體則在更高溫度時，因奧氏體的逐漸增多呈現破碎分解、球化的趨勢，故斷口呈現明顯的塑性特征，均含有大量的韌窩，甚至出現深而大的“孔洞”。

此外，由于奧氏體成分不同導致其變形行為的不同，這也可能是導致1號和2號鋼的塑性差異的重要原因。按照文獻[7]計算了奧氏體的層錯能，2號鋼的層錯能為82～96 mJ/m2，而1號鋼的層錯能遠大于100 mJ/m2。這樣，2號鋼的變形主要表現為孿晶和位錯機制，而1號鋼則可能僅是位錯機制，這可能是2號鋼的塑性遠高于1號鋼的一個重要原因，還有待于進一步的工作來證實。

綜合以上分析及討論，可知1號鋼和2號鋼的綜合力學性能能否提升的最關鍵的組織因素為：δ- 鐵素體的含量及分布，κ- 碳化物的含量及分布，奧氏體的變形機制。當δ- 鐵素體呈破碎分布、κ- 碳化物數量下降甚至消失時，輕質Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼的塑性和綜合力學性能明顯提高，而奧氏體的變形機制還有待于進一步的研究。

3 結論

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

(2)輕質Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系鋼經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δ- 鐵素體呈破碎分布、κ- 碳化物數量下降甚至消失時，Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系輕質鋼的綜合力學性能將明顯改善。

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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，主要從事輕質鋼組織性能的研究，Email：529625834@qq.com