吳錚錚 ，趙劍飛，周乃鵬，羅小兵

（1.海裝裝備項目管理中心，北京 100071；2.鋼鐵研究總院工程用鋼研究所，北京 100081）

近年來，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼由于兼具超高強度和可觀的塑性而被廣泛關(guān)注［1-5］，其優(yōu)異的強韌性可以應(yīng)用于輕質(zhì)汽車以及其他交通工具上。對于Fe-Mn-Al-C系合金鋼，在鋼中添加較高含量的Al等元素可降低鋼的密度，同時利用Mn等元素優(yōu)化組織性能，可以使之具有較高的強度和良好的塑性，因而具有良好的輕量化應(yīng)用前景［6］。常見的Fe-Mn-Al-C鋼熱處理工藝有兩相區(qū)臨界退火（IA）和淬火+回火（Q&T），具有 TRIP 效應(yīng)的 Fe-Mn-Al-C鋼的性能主要取決于TRIP效應(yīng)與鐵素體再結(jié)晶情況［7-12］。本文通過成分設(shè)計優(yōu)化，在鋼中添加較多的Al元素降低密度，同時形成δ-鐵素體以減少超細晶鐵素體對于加工硬化能力的破壞。經(jīng)過冶煉、鍛造、熱軋、熱處理等試驗手段，研究了熱處理對熱軋后的Fe-8Mn-8Al-0.8C輕質(zhì)合金鋼的力學(xué)性能和微觀組織的影響。

1 試驗材料及方法

采用真空熔煉爐鑄造得到20 kg的鋼錠，并將鋼錠鍛造成截面為40 mm×60 mm的鍛坯。鍛坯在1 200°C保溫1 h后進行6道次熱軋變形，終軋溫度約為850℃，1#軋板水冷到約300℃后空冷至室溫，2#軋板直接空冷至室溫，熱軋板軋后厚度約為4.0 mm。試驗用Fe-Mn-Al-C鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗用Fe-Mn-Al-C鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical Compositions in Fe-Mn-Al-C Steel for Testing （Mass Fraction） %

熱軋板在900℃保溫1 h后水淬至室溫，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室溫。金相試樣在打磨拋光后采用4%硝酸酒精浸蝕，并采用光學(xué)顯微鏡與掃描電鏡觀察其微觀組織形貌。X-射線衍射（XRD）用于物相分析，通過分析XRD衍射能譜對試樣的殘余奧氏體含量進行計算。選擇 γ 相的（200）、（220）和（311）晶面衍射線以及 α相的（200）和（211）晶面的衍射線，利用公式（1）計算殘余奧氏體體積分數(shù)［13］：

式中，Vγ為奧氏體的體積分數(shù)；Iγ為奧氏體（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的積分強度；Iα為鐵素體（200）和（211）晶面衍射峰的積分強度。透射電子顯微鏡型號為JEOL2100。采用電子分析天平測量試驗用鋼的密度為7.19 g/cm3，比傳統(tǒng)的鋼的密度低約8%。

2 試驗結(jié)果

2.1 軋后顯微組織與力學(xué)性能

圖1為鋼板XRD結(jié)果與金相圖片。通過觀察可以發(fā)現(xiàn)熱軋板組織均為粗大亮白色δ-鐵素體+灰黑色細晶帶，細晶帶中包含灰色塊狀奧氏體與黑色碳化物。相較于2#軋板，1#軋板明顯含有更少的析出物，說明水冷+空冷的冷卻方式可以有效的控制碳化物的析出。金相觀察得到的相組成和相含量結(jié)果與圖1（a）中的XRD結(jié)果相對應(yīng)，并且通過XRD結(jié)果可以初步判斷黑色碳化物為κ-碳化物。因此，試驗用鋼在熱軋后由鐵素體、奧氏體以及κ-碳化物三種物相組成。

圖1 鋼板XRD結(jié)果與金相圖片F(xiàn)ig.1 XRD Results of Steel Plates and Their Metallographic Pictures

為了進一步確定析出物類別，對于2#軋板進行TEM觀察。析出物的TEM圖像與衍射斑圖像如圖2所示。通過衍射斑可以確定析出物為κ-碳化物，大量分布在奧氏體晶間。κ-碳化物分為晶內(nèi)κ’-碳化物與晶間κ*-碳化物，κ’-碳化物一般為450～650℃回火生成，κ*-碳化物一般為650～800℃退火冷卻過程中生成，因此確定熱軋板中κ-碳化物為κ*-碳化物。κ*-碳化物對力學(xué)性能有害，應(yīng)通過熱軋及熱處理工藝進行抑制。

圖2 κ*-碳化物TEM照片與衍射斑圖像Fig.2 TEM Pictures and Diffraction Spot Images of κ*-Carbides

熱軋板的力學(xué)性能如表2所示，可以看出熱軋板強度較高但延伸率不足。1#軋板的抗拉強度與延伸率均優(yōu)于2#軋板，證明了水冷控制κ*-碳化物析出可以有效的提升熱軋板的綜合性能。選取性能較好的1#軋板進行后續(xù)的熱處理，進一步提升試驗用鋼的綜合性能。

表2 熱軋板力學(xué)性能Table 2 Mechanical Properties of Hot Rolled Steel Sheets

2.2 熱處理后顯微組織與力學(xué)性能

熱軋板在900℃保溫1 h后水淬至室溫，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室溫。熱處理后試樣的金相圖片和XRD結(jié)果見圖3，回火5、10、60 min 的試樣簡稱為 QT5、QT10、QT60。

圖3 熱處理后試樣的金相圖片和XRD結(jié)果Fig.3 Metallographic Images and XRD Results of Samples after Heat Treatment

從圖3可以看出，組織仍為亮白色條帶+黑灰色細晶帶雙相，黑灰色細晶帶處為納米級超細晶。為了進一步表征組織的構(gòu)成與含量，進行XRD試驗，結(jié)果如圖3（d）所示?？梢钥吹交鼗鸷蟮脑嚇咏M織為α+γ兩相，與金相照片相對應(yīng)。利用XRD數(shù)據(jù)進行定量計算，得到QT5、QT10和QT60的奧氏體體積分數(shù)分別為55.8%、55.0%、57.3%。因此，隨著回火時間的增加，相組成與相含量基本不發(fā)生變化，與金相照片觀察結(jié)果相符。

不同回火時間試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及力學(xué)性能如圖4所示，F(xiàn)e-8Mn-8Al-0.8C鋼回火不同時間后的力學(xué)性能見表3。

表3 Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼回火不同時間后的力學(xué)性能Table 3 Mechanical Properties of Fe-8Mn-8Al-0.8C Steel after Tempering at Different Time

圖4 不同回火時間試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能變化圖Fig.4 Variation Diagram for Engineering Stress-Strain Curves and Mechanical Properties of Samples at Different Tempering Time

QT5的曲線在塑性變形階段出現(xiàn)了抖動現(xiàn)象。隨著回火時間的增加，QT60曲線上抖動現(xiàn)象消失，試樣抗拉強度小幅降低，同時延伸率顯著提高。QT5試樣表現(xiàn)出接近1 700 MPa的超高抗拉強度，而QT60表現(xiàn)出1 410 MPa的抗拉強度，同時還具有接近30%的延伸率。試驗用鋼的強塑積隨著回火時間的增加而提高，在QT60表現(xiàn)出最佳的強塑積，達到41 GPa·%。與其他已報道的先進高強鋼相比，經(jīng)過淬火-回火熱處理后的熱軋鋼體現(xiàn)出超高強的抗拉強度以及與之相匹配的優(yōu)良塑性。

3 分析與討論

為了進一步分析不同回火時間回火試樣在組織變化很小的情況下對應(yīng)力學(xué)性能變化，分別對QT5、QT10和QT60試樣進行SEM和EDS分析，SEM圖像及選區(qū)奧氏體EDS結(jié)果見圖5。

圖5 SEM圖像及選區(qū)奧氏體EDS結(jié)果Fig.5 SEM Images and EDS Results of Selected Austenite

通過SEM觀察，可以發(fā)現(xiàn)α相在 “淬火+回火”過程中轉(zhuǎn)換為回火馬氏體，隨著回火溫度升高，馬氏體中含碳量降低，碳向碳化物析出和奧氏體轉(zhuǎn)移。對試樣中的奧氏體進行EDS分析，可以發(fā)現(xiàn)奧氏體中的碳含量隨著回火時間的增加而逐漸增加?？梢酝茰y在回火過程中，碳從鐵素體轉(zhuǎn)移到相鄰的超細晶奧氏體中，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，增強了變形過程中的TRIP效應(yīng)，從而有效的提高了試樣的塑性。

TRIP效應(yīng)在試驗用鋼的變形機制中起著主導(dǎo)作用，也是力學(xué)性能的主要影響因素。而TRIP效應(yīng)主要受奧氏體含量和奧氏體穩(wěn)定性兩個因素的影響。試驗用鋼在不同的回火時間下沒有發(fā)生明顯相變，奧氏體含量變化較小，但是塑性的變化卻非常顯著。因此試驗用鋼的力學(xué)性能變化主要來源于不同回火時間試樣奧氏體穩(wěn)定性的不同。對于奧氏體穩(wěn)定性較低的試樣如QT5，奧氏體在變形初期即迅速轉(zhuǎn)變成為馬氏體，剩余的較少的奧氏體很難承擔(dān)變形而過快的相變也難以提供加工硬化來延緩頸縮。

對拉伸后的試樣進行了XRD測試并計算奧氏體體積分數(shù)，不同回火時間試樣拉伸后的XRD圖譜如圖6所示。得出QT5、QT10和QT60拉伸后的奧氏體體積分數(shù)為7.8%、13.1%和20.6%，可以推斷出變形過程中QT5中奧氏體發(fā)生相變最多，QT60中奧氏體發(fā)生相變最少，這也與上文奧氏體穩(wěn)定性的推測相對應(yīng)。因此，在淬火-回火的Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼中，奧氏體穩(wěn)定性是決定力學(xué)性能的主要因素。

圖6 不同回火時間試樣拉伸后的XRD圖譜Fig.6 XRD Atlas of Specimens at Different Tempering Time after Tensile Test

4 結(jié)論

（1）Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼熱軋后組織為鐵素體、奧氏體與κ-碳化物。通過水冷至400℃再空冷的冷卻方式可以抑制軋板中對性能有害的晶間κ*-碳化物的生成，有效提升熱軋板性能。

（2）Fe-8Mn-8Al-0.8C熱軋板在 “淬火+回火”熱處理后組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體+鐵素體+回火馬氏體三相。熱軋板在900℃保溫1 h后水淬然后在200℃回火60 min后呈現(xiàn)最優(yōu)整體力學(xué)性能，抗拉強度達到1 410 MPa，延伸率為29.0%，強塑積達到41 GPa·%。

（3）增加回火時間使C元素從鐵素體和馬氏體配分進入奧氏體，奧氏體中C元素含量增加，增強了變形過程中的TRIP效應(yīng)，從而有效的提高了試樣的塑性，使Fe-8Mn-8Al-0.8C合金鋼具有了良好的綜合力學(xué)性能。