退火處理對熱軋Fe-12Mn-8Al-0.8C輕質鋼組織性能的影響

牛奕茗，張圣浩，張羽童，2，梁 平，張希哲，朱浩坤，2，丁 樺，2

（1.東北大學 材料科學與工程學院，沈陽 110819；2.遼寧省輕量化用關鍵金屬結構材料重點實驗室，沈陽110819 ）

基于可持續發展的需求，節能環保已成為汽車行業重要的發展方向.為了提高燃油效率、降低二氧化碳排放量，輕量化已經成為了汽車行業的發展趨勢［1］.目前實現汽車輕量化的途徑主要有兩種：一是采用以鋁合金為主的輕質材料；二是采用高強度鋼，以降低鋼板厚度規格［2］.此外，另一種更具潛力的思路是向鋼中添加一定量的Al，Mn 等輕質元素，開發集低密度與高強度于一身的Fe-Mn-Al-C 系輕質鋼，在保證汽車結構零件強度的基礎上，降低汽車的自重.添加的Al，Mn 等輕質元素可使鋼的晶格常數增大，同時憑借其較低的原子量降低鋼的密度［3-4］.根據組織的不同，Fe-Mn-Al-C 系輕質鋼可分為四類：鐵素體鋼、鐵素體基雙相鋼、奧氏體基雙相鋼和奧氏體鋼［5］，其中奧氏體基雙相鋼最具發展潛力與研究價值.在全奧氏體鋼的孿晶誘發塑性鋼及高錳鋁鋼的基礎上，適當降低Mn 的質量分數，得到含有鐵素體的奧氏體基雙相鋼，可以獲得更好的力學性能.這不僅可以降低生產成本，還為Fe-Mn-Al-C 系輕質鋼的研究拓寬了思路［6］.

在以奧氏體為基體的雙相鋼中，鐵素體和奧氏體兩相的體積分數、晶粒尺寸、元素分布及κ-碳化物的體積分數、形態、分布等均會影響鋼的力學性能及變形機制［7］.因此，研究退火處理對熱軋輕質鋼的組織及力學性能的影響，分析奧氏體、鐵素體及κ-碳化物的組織演變規律，可為制定Fe-Mn-Al-C系輕質鋼的形變熱處理工藝提供依據.

1 實驗材料及方法

實驗鋼化學成分見表1.將鑄錠鍛造成70 mm厚的鍛坯，在1 200 ℃保溫2 h 后，熱軋至厚度為5 mm 的板材.將熱軋板材切成厚度為1 mm的薄板，分別在750，850，950，1 050 和1 150 ℃下保溫0.5 h 后水淬.采用光學數碼顯微鏡對試樣形貌進行金相組織分析；采用掃描電鏡（SEM）對試樣形貌及沖擊斷口進行分析；采用電子探針（EPMA）對實驗鋼成分進行分析.采用電解拋光并腐蝕的方法制備用于金相顯微鏡（OM）及掃描電鏡觀察的試樣.電解拋光液成分為體積分數15%的高氯酸酒精，拋光電壓為32 V，拋光時間為30 s.用質量分數為4%的苦味酸甲醇溶液對電解拋光后的試樣進行腐蝕，腐蝕時間約為13 s.采用X 射線衍射儀對不同退火溫度下試樣的相組成進行分析.采用透射電子顯微鏡（TEM）對晶內碳化物進行觀察.TEM 試樣的制備工藝如下：將切割后的試樣依次在240＃，400＃，800＃，1 000＃，2 000＃砂紙上打磨至50 μm 厚，通過沖孔器獲得直徑為3 mm 的圓片試樣；使用電解雙噴減薄儀對試樣進行減薄處理，電解雙噴液為體積分數10%的高氯酸酒精，電解電壓為30 V，電解溫度為-25 ℃.對熱處理后的實驗鋼進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為3 mm／min.根據最新國家標準GB／T 229—2020，將在950 ℃保溫0.5 h 后水淬的熱軋板制成V 形缺口沖擊試樣，規格為10 mm×10 mm×55 mm，中部開45°、深2 mm 的V 形缺口；在沖擊試驗機上進行室溫及低溫沖擊試驗，試驗機擺錘能量為250 J，沖擊溫度為15，0，-10，-20，-30，-40，-50，-60，-70，-90，-120 ℃.

表1 實驗鋼化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

2 實驗結果與討論

2.1 實驗鋼組織演變

熱軋Fe-12Mn-8Al-0.8C 輕質鋼在750～1 150 ℃退火后的XRD 結果如圖1 所示.實驗鋼在較低的750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，鋼內部為奧氏體＋鐵素體＋κ-碳化物三相組織.在γ（200）和γ（220）峰的左側都出現κ-碳化物衍射峰［8］，但其強度較弱，說明含量（體積分數）較少.隨著退火溫度升高至950～1 150 ℃，κ-碳化物逐漸溶解，其體積分數進一步降低.

圖1 實驗鋼不同溫度退火后的XRD 圖Fig.1 XRD patterns of the experimental steels annealed at different temperatures

實驗鋼不同溫度退火后的金相組織如圖2 所示.從圖2（a）（b）中可以看出，實驗鋼在750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，組織沿軋制方向呈現出明顯的帶狀分布.結合相圖分析可知，粗大的帶狀組織為奧氏體組織，細條狀的帶狀組織為δ-鐵素體組織.由圖2（c）（d）（e）可知，隨著退火溫度升高至950～1 150 ℃，奧氏體形態逐漸由條帶狀演變為等軸狀，同時晶粒尺寸逐漸增大.

圖2 實驗鋼不同溫度退火后OM 形貌Fig.2 OM images of the experimental steels annealed at different temperatures

實驗鋼在不同溫度下退火后的SEM 顯微照片如圖3 所示.從圖3（a）中可以看出，在較低的溫度（750 ℃）退火時，實驗鋼組織內部除奧氏體和δ-鐵素體外，還存在大量的κ-碳化物，根據形成方式和形貌可將其分為兩種類型.一種是在奧氏體／鐵素體相界面形成的不連續粒狀分布的κ-碳化物，尺寸較小，不足1 μm.這種κ-碳化物的形成原因是奧氏體中C，Mn 質量分數較高，鐵素體中Al 質量分數較高，因此合金元素在相界處的分布具有濃度梯度，為其形成提供了有利位置.另一種κ-碳化物呈片層狀，其由于退火促進共析反應（γ→α＋κ）而形成，形成過程與珠光體類似.片層狀的κ-碳化物和α 鐵素體依次交替呈片層狀分布在奧氏體基體中.當退火溫度升高至850 ℃時，共析反應的組織特征消失，但仍可觀察到存在于奧氏體和鐵素體兩相間的κ-碳化物存在，如圖3（b）所示.當退火溫度升高至950～1 150 ℃時，相間κ-碳化物逐漸溶解在基體中，基體中只存在鐵素體和奧氏體組織，并且隨著退火溫度的升高，鐵素體逐漸由條帶狀轉變為彌散分布的等軸狀，同時奧氏體晶粒尺寸明顯增大，如圖3（c）（d）（e）所示.

圖3 實驗鋼不同溫度退火后SEM 形貌Fig.3 SEM images of the experimental steels annealed at different temperatures

圖4 為在1 050 ℃退火0.5 h 的實驗鋼TEM照片，其中（a）為在明場下拍攝到的實驗鋼的照片，（b）為在（a）中標記γ 的位置拍下的暗場像照片.從圖中可以看出，樣品衍射斑中出現有序的κ-碳化物的斑點，同時可以在暗場像中觀察到納米級晶內κ-碳化物的析出，但析出量較少.

圖4 1 050 ℃-0.5 h 實驗鋼TEM 形貌Fig.4 TEM images of the experimental steels annealed at 1 050 ℃-0.5 h

2.2 實驗鋼的力學性能

圖5（a）為經750～1 150 ℃退火處理0.5 h 后實驗鋼的工程應力-應變曲線.隨著退火溫度的升高，實驗鋼屈服強度和抗拉強度逐漸降低，而伸長率則先增大后降低，并在950 ℃退火時得到最高的伸長率.在950 ℃退火0.5 h 時，實驗鋼綜合力學性能達到最佳，抗拉強度為930 MPa，伸長率為35.48%，強塑積達到33 GPa·%.圖5（b）為經不同溫度退火后實驗鋼的應變硬化率曲線圖.由圖可知，不同退火溫度下實驗鋼應變硬化率存在明顯差異.750 ℃-0.5 h 實驗鋼的應變硬化率明顯高于其他溫度退火后的實驗鋼，尤其在變形初期階段，這與其組織的復雜性有關.前已述及，750 ℃-0.5 h 實驗鋼組織內部鐵素體與κ-碳化物體積分數較高，這種軟相（奧氏體）＋硬相（鐵素體與κ-碳化物）的復相組織在單位體積內形成了更多的相界面.在實驗鋼組織變形過程中，由于相間不相容性較大，相間的應力較強，位錯在相界處高度集中，位錯密度增大，從而始終具有較高的應變硬化能力，這一機理與鐵素體和馬氏體雙相鋼類似［9］.而隨著退火溫度的升高，鐵素體與κ-碳化物的體積分數逐漸降低，相間的不相容性降低，因此實驗鋼應變硬化率有所降低.此外，硬脆的κ-碳化物溶解于基體中，生成了納米級晶內κ-碳化物.這種碳化物對位錯運動的阻礙較小，使位錯能夠得以切過.此時實驗鋼的應變硬化過程表現得更為持續，伸長率也隨之增大.

圖5 實驗鋼不同溫度退火后的工程應力-應變曲線和應變硬化率曲線Fig.5 Engineering stress-strain and strain hardening rate curves of the experimental steels annealed at different temperatures

沖擊韌性是材料強度和塑性的綜合體現，對綜合性能最優的950 ℃-0.5 h 實驗鋼進行沖擊試驗，結果如圖6 所示.

關于如何評定金屬材料的韌脆轉變溫度，國家標準GB／T 229—2020 規定了三種方法，分別為能量法、側膨脹值法及斷口形貌法.本研究采用能量法對950 ℃-0.5 h 實驗鋼的韌脆轉變溫度進行測定.

根據能量法要求，將沖擊曲線的上階能和下階能的平均值所對應的溫度作為材料的韌脆轉變溫度.結合圖6 可知，試樣的下階能約為6 J，上階能約為68 J，二者平均值所對應的溫度在-40 ℃左右.

圖6 950 ℃-0.5 h 實驗鋼沖擊功-溫度曲線Fig.6 Impact energy vs temperature curve of the 950 ℃-0.5 h steels

圖7 為950 ℃-0.5 h 實驗鋼在不同沖擊溫度下微觀斷口形貌，從圖中可以清楚地看到，在沖擊溫度為15 ℃時，沖擊斷口布滿了韌窩且韌窩較深；當溫度為-40 ℃時，雖然仍有韌窩存在，但也有脆性斷裂的特征；當沖擊溫度降到-70 ℃時，斷口已出現明顯的解理特征，此時實驗鋼已經完全處于脆性斷裂狀態.

圖7 950 ℃-0.5 h 實驗鋼不同沖擊溫度下微觀斷口形貌Fig.7 Microscopic fracture morphology of the 950 ℃-0.5 h steels under different impact temperatures

3 結論

（1）熱軋Fe-12Mn-8Al-0.8C 輕質鋼在750 ℃和850 ℃退火時，得到由奧氏體＋鐵素體＋κ-碳化物組成的三相組織；隨著退火溫度的升高，κ-碳化物溶解在基體中，奧氏體晶粒逐漸長大.

（2）隨著退火溫度的升高，Fe-12Mn-8Al-0.8C 輕質鋼的屈服強度和抗拉強度逐漸降低，伸長率則表現出先增大后降低的趨勢；在950 ℃退火0.5 h 時其力學性能最佳，抗拉強度為930 MPa，伸長率為35.48%，強塑積達到33 GPa·%.

（3）經不同溫度退火后的實驗鋼應變硬化行為有所差異，這與其組織組成有關.750 ℃退火0.5 h 的實驗鋼具有鐵素體＋κ-碳化物體積分數較高的復相組織，相間不相容性較大，加工硬化能力較高.隨著退火溫度的升高，鐵素體與κ-碳化物的體積分數逐漸降低，相間不相容性降低，這使實驗鋼應變硬化率降低，但應變硬化行為表現得更為持續.

（4）隨著沖擊溫度的降低，950 ℃退火實驗鋼的斷裂方式由韌性斷裂逐漸轉變成脆性斷裂，沖擊功也明顯下降，通過能量法確定其韌脆轉變溫度約為-40 ℃.