胡志強(qiáng) 張昊軒 趙家琛 崔磊 李新星 王開坤

關(guān)鍵詞：輕質(zhì)高強(qiáng)鋼；固溶處理；微觀組織；熱力學(xué)計算；抗拉強(qiáng)度

0 引言

Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼因其較高的抗拉強(qiáng)度、良好的塑性和較低的密度，成為未來汽車用輕質(zhì)高強(qiáng)鋼的主要研究對象。隨著對節(jié)能減排和環(huán)境保護(hù)要求的日益提高，汽車制造業(yè)積極尋求新材料替代方案，而Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼恰好成為輕量化領(lǐng)域的理想選擇。其優(yōu)異的力學(xué)性能，特別是在保持強(qiáng)度的同時降低整車質(zhì)量，有助于提升汽車燃油效率和減少尾氣排放。因此，對Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼的深入研究，對推動汽車制造邁向更加環(huán)保、高效和可持續(xù)的未來具有重要意義。Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼中主要合金元素為Fe、Mn、Al和C元素，一般Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于12%，Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于5%，其中合金元素Mn可以擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，穩(wěn)定奧氏體組織，Mn還可以提高鋼的層錯能。合金元素Al是鐵素體促進(jìn)元素，一方面可以降低鋼的密度，另一方面能夠提高鋼的耐蝕性能。C元素的增加有利于提高鋼中奧氏體含量，使其具有良好的強(qiáng)韌性。對于雙相鋼，隨著C含量的增加，奧氏體含量增多，延展性明顯增加，強(qiáng)度略有增加。合金化是調(diào)控輕質(zhì)高強(qiáng)鋼的組織和性能重要手段，主要合金化元素包括Cr、Mo、Nb、V等中強(qiáng)碳化物形成元素。Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼種，κ-碳化物形態(tài)、尺寸及分布對調(diào)控其組織性能具有重要作用。

稀土元素的加入能夠?qū)μ蓟锵噙M(jìn)行改性處理，還可以形成新的稀土碳化物，對于鋼的力學(xué)性能和耐蝕性能的改進(jìn)具有一定應(yīng)用價值。稀土元素還可以減少鋼中的夾雜物，改善鋼的熱處理工藝性能，使鋼的組織更加均勻。稀土元素的加入可以促進(jìn)鋼中奧氏體相貝氏體轉(zhuǎn)變，從而提高鋼的強(qiáng)度和塑性。BARTLETTL N等研究發(fā)現(xiàn)稀土Ce元素的加入會使鋼的晶粒尺寸略有降低，此外，由于稀土元素Ce極易形成復(fù)合鈰氧化物、硫化物和磷化物，使得鋼的韌性略有提高。何金珊等設(shè)計了一種低層錯能并具有穩(wěn)定奧氏體相的Fe-Mn-Al-Nb系輕質(zhì)低溫鋼，結(jié)合計算和試驗表征發(fā)現(xiàn)，由于奧氏體較為穩(wěn)定，變形機(jī)制以形變誘導(dǎo)孿生為主，由于Nb元素的加入，試驗鋼中析出較多的納米級NbC，使得試驗鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度顯著提高。此外，SOHNS S等通過添加低密度合金元素Al，設(shè)計了一種Fe-0.3C-9Mn-5Al鋼，通過控制該鋼的奧氏體晶粒尺寸和合金元素分布控制奧氏體穩(wěn)定性，從而使得該鋼同時具有出色的抗拉強(qiáng)度和塑性。處理合理的成分設(shè)計，微觀組織控制及熱處理工藝的優(yōu)化對于輕質(zhì)高強(qiáng)鋼強(qiáng)韌性具有重要影響。PISTON M等研究了熱加工和熱處理對輕質(zhì)高強(qiáng)鋼組織演變和力學(xué)性能的影響規(guī)律，研究發(fā)現(xiàn)950℃以下短暫退火可以抑制強(qiáng)化相的粗化，在500～600℃等溫?zé)崽幚砜墒箯?qiáng)化相分布更加均勻，使得試驗鋼獲得最大的1200 MPa的抗拉強(qiáng)度。SONG H等利用Cu元素具有擴(kuò)大奧氏體穩(wěn)定性和抑制再結(jié)晶過程的特點(diǎn)，通過改變退火溫度開發(fā)了新型超高強(qiáng)度雙相輕質(zhì)Fe-0.5C-12Mn-7Al-（0，3）Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）鋼。

合金化和熱處理組織控制是提高輕質(zhì)高強(qiáng)鋼強(qiáng)韌性的最有效的途徑。熱力學(xué)計算是研究輕質(zhì)高強(qiáng)鋼組織性能的重要方法之一，可以用于分析鋼中相組成和各種元素之間的相互作用，為鋼的合金化設(shè)計及工藝參數(shù)的制定提供指導(dǎo)。本文針對前期研發(fā)的含稀土Ce的Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼，擬采用熱力學(xué)計算和試驗研究相結(jié)合的方法研究其組織性能，利用熱力學(xué)計算分析鋼的平衡相組成及各相的穩(wěn)定存在溫度區(qū)間，為固溶溫度選擇、組織性能分析提供指導(dǎo)，以提高其綜合力學(xué)性能。

1 試驗材料及方法

含稀土Ce的Fe-Mn-Al系輕質(zhì)高強(qiáng)鋼，其化學(xué)成分為（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）：C 0.90，Mn 18.5，Al 9.3，Nb 0.05，Cr 0.06，Ce 0.04，余量為Fe。采用真空熔煉爐鑄造25 kg鋼錠，冷卻脫模后，在1180℃下恒溫6 h后進(jìn)行開坯鍛造，鍛造比大于8，得到橫截面直徑φ60 mm的棒材，終鍛溫度大于900℃。

熱鍛后的試驗鋼分別在900、950、1000、1050和1100℃下固溶保溫1 h后水冷，然后將固溶處理后的試驗鋼分別加工成10 mm×10 mm×5 mm的金相試樣，經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后，用4%的硝酸酒精溶劑腐蝕試樣，然后采用AxioLab A1金相顯微鏡（OM）分析顯微組織。將10 mm×10 mm×5 mm的試樣機(jī)械打磨處理，保證其表面平整光滑，利用DX-2800型X射線衍射儀，測定鋼的相組成，測試靶材為銅靶，掃描速度為5°/min，掃描角度為5°～90°，XRD圖譜采用Jade 6.5軟件進(jìn)行圖譜分析、標(biāo)定。采用FR-2902HV-1000Z型自動轉(zhuǎn)塔顯微維氏硬度計測量試樣表面硬度。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，截取圓形截面比例拉伸試樣，其中原始直徑為10 mm，原始標(biāo)距為50 mm，試樣平行長度為60 mm，然后在電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸速率為0.2 mm/min。利用電子分析天平測量熱鍛后試驗鋼的密度為6.38 g/cm3，與純鐵相比，密度下降約18.2%。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱力學(xué)計算

本文應(yīng)用熱力學(xué)軟件Thermo-Calc的TCFE10鐵合金數(shù)據(jù)庫對該含稀土Ce的Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼平衡析出相進(jìn)行計算，輸入合金成分，參照的溫度和壓強(qiáng)為1000℃和105 Pa，最高低溫度選取為400℃，最高溫度選取為1200℃，得到了平衡狀態(tài)時各相的摩爾分?jǐn)?shù)和溫度的關(guān)系曲線，如圖1所示，該輕質(zhì)高強(qiáng)鋼是典型的雙相鋼。從圖中可以看出，該輕質(zhì)高強(qiáng)鋼在600～1200℃主要的平衡相組成有BCC_A2（鐵素體相）、FCC_A1（奧氏體相）、KAPPA_E21（κ碳化物相）、CE2C3_D5C相和FCC_A1#2相，其中CE2C3_D5C相和FCC_A1#2分別為稀土Ce碳化物相（Ce2C3）和元素Nb的碳化物相（NbC），其含量極低且?guī)缀鹾愣?。隨著溫度的升高鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變成奧氏體，當(dāng)溫度升至838℃時，鐵素體全部轉(zhuǎn)化成奧氏體；隨著溫度的升高κ碳化物也會逐漸溶于奧氏體，當(dāng)溫度達(dá)到865℃時，κ碳化物全部消失；奧氏體單相區(qū)存在于865～915℃溫度區(qū)間，當(dāng)溫度超過915℃時，鐵素體開始從奧氏體中析出，鐵素體含量隨溫度的升高而逐漸升高，915～1200 ℃溫度區(qū)間是奧氏體和鐵素體的兩相區(qū)。κ碳化物穩(wěn)定存在于865℃以下，該碳化物是富含F(xiàn)e、Mn和Al等3種合金元素合金碳化物相，如圖2所示，隨著溫度的升高，κ碳化物中的合金元素Mn會逐漸被Fe元素替代，使得合金碳化物中Mn含量迅速降低，而Al含量隨著溫度的變化，波動不大。

C和Mn是影響Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼中奧氏體相含量及穩(wěn)定性的主要元素，圖3所示為典型合金元素在奧氏體和鐵素體兩相中的分布規(guī)律。從圖中可以看出，隨著溫度的升高，鐵素體中的C質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化不大，保持在0～0.15%；而奧氏體中的C質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化較大，由0.3%增加至1.2%，865℃之前，奧氏體中C含量增速較快，這是由于鐵素體快速轉(zhuǎn)換成奧氏體，且κ碳化物全部溶于奧氏體中；當(dāng)溫度超過915℃時，奧氏體中開始析出高溫鐵素體，高溫鐵素體含碳量遠(yuǎn)低于奧氏體，因此奧氏體中C含量緩慢增加。隨著溫度的升高，鐵素體中的Mn含量呈先下降后緩慢升高的趨勢，而奧氏體中Mn含量持續(xù)緩慢增加。隨著溫度的升高奧氏體和鐵素體中Al元素均呈先快速增加后緩慢下降的趨勢，在900℃左右達(dá)到峰值。此外，隨著溫度的升高，部分稀土碳化物溶于基體組織，使得奧氏體和鐵素體中的稀土元素Ce含量逐漸增加。

2.2 熱鍛鋼的組織性能

熱鍛后的試驗鋼金相組織和XRD分析結(jié)果分別如圖4和圖5所示，試驗鋼的主要相組成是奧氏體和鐵素體相。從圖中可以看出，白色帶狀組織為鐵素體，鐵素體含量較少且大部分鐵素體沿奧氏體晶界分布，深色等軸狀組織為奧氏體，奧氏體晶粒較為細(xì)小，應(yīng)用截線法測量其平均晶粒尺寸，約為28μm。此外，奧氏體晶粒內(nèi)存在大量孿晶，可能是因為由于熱鍛過程中在1180℃下恒溫6h的均質(zhì)化處理，使得奧氏體晶粒中存在孿晶，熱鍛終了溫度偏低，奧氏體晶粒變形后沒有足夠的動力進(jìn)行回復(fù)和再結(jié)晶。室溫拉伸試驗結(jié)果表明，熱鍛后試驗鋼的抗拉強(qiáng)度為1115.4MPa，斷后伸長率為25.1%，強(qiáng)塑積為28GPa·%，表現(xiàn)出較好的室溫強(qiáng)塑性，一方面由于熱鍛后的試驗鋼奧氏體晶界處存在少量的碳化物相，析出強(qiáng)化作用使得試驗鋼具有較高的抗拉強(qiáng)度，另一方面奧氏體相中存在大量孿晶會顯著提高試驗鋼的強(qiáng)度；同時，通過XRD圖譜（圖5）可以粗略確定基體中奧氏體相的體積分?jǐn)?shù)約為86.4%，由于奧氏體具有較好的塑性，而基體組織中帶狀鐵素體含量較少，因此熱鍛試驗鋼表現(xiàn)出良好的塑性。為了進(jìn)一步改善含稀土Ce的Fe-Mn-Al鋼的組織性能和綜合力學(xué)性能，還需要進(jìn)行固溶處理，消除晶界析出物，控制鐵素體和奧氏體的兩相相對含量。

2.3 固溶處理對組織性能的影響規(guī)律

通過對含稀土Ce的Fe-Mn-Al鋼的平衡熱力學(xué)計算可以發(fā)現(xiàn)，試驗鋼在900℃以后大部分碳化物均完全溶于奧氏體基體，因此固溶溫度選擇900、950、1000、1050和1100℃。試驗鋼在900～1100℃經(jīng)不同溫度固溶處理后的微觀組織如圖6所示，隨著固溶溫度的升高，鐵素體晶粒尺寸逐漸增大，奧氏體晶界逐漸平直。當(dāng)固溶溫度為900℃時，只有少量的帶狀鐵素體，其中大部分鐵素體為破碎分離的帶狀組織，呈小顆粒狀沿奧氏體晶界分布，此外，奧氏體晶粒內(nèi)的孿晶減少。當(dāng)固溶溫度升至950℃時，鐵素體組織略有粗化，奧氏體晶粒仍較為粗大，奧氏體晶粒內(nèi)部仍然有大量孿晶。當(dāng)固溶溫度升高至1000℃時，鐵素體組織進(jìn)一步粗化且含量明顯增加，由于奧氏體和鐵素體晶粒大小相差不大，細(xì)小的鐵素體組織均勻分布在奧氏體基體上，晶粒尺寸最為均勻；ZHANG J等研究發(fā)現(xiàn)細(xì)小的鐵素體組織一定程度上可以抑制奧氏體晶粒的粗化。當(dāng)固溶溫度升高至1050℃和1100℃時，鐵素體和奧氏體組織均進(jìn)一步粗化，奧氏體晶粒更為粗大，奧氏體晶粒長大程度明顯超過鐵素體晶粒。從退火態(tài)試驗鋼的微觀組織（圖6（f））可以看出，退火態(tài)試驗鋼中含有一定量的合金碳化物，奧氏體晶粒較為粗化，鐵素體晶粒尺寸不均勻，部分晶粒較為粗大。

圖7所示為含稀土Ce的Fe-Mn-Al鋼熱鍛及固溶處理后的XRD圖譜，峰值強(qiáng)度越高，代表其含量越高，從圖中可以看出，奧氏體和鐵素體的衍射峰角度變化不大，說明相組成幾乎沒有變化。奧氏體衍射峰γ（111）的強(qiáng)度隨溫度明顯降低，當(dāng)固溶溫度從900 ℃升高至1050℃時，鐵素體的峰值強(qiáng)度明顯增強(qiáng)，繼續(xù)升高至1100℃時，鐵素體的峰值強(qiáng)度略有降低，這主要體現(xiàn)在（110）、（200）和（211）的鐵素體衍射峰中，這說明固溶溫度對奧氏體和鐵素體的相對含量影響較大。為了分析固溶溫度對試驗鋼中奧氏體和鐵素體的含量的影響規(guī)律，本文應(yīng)用“絕熱法”對試驗鋼中的兩相進(jìn)行定量分析。試驗鋼中兩相體積分?jǐn)?shù)隨固溶溫度變化關(guān)系如圖8所示，隨著固溶溫度的升高，鐵素體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，1050℃固溶處理后鐵素體體積分?jǐn)?shù)達(dá)到最大的30.8%，當(dāng)進(jìn)一步提高固溶溫度時，鐵素體體積分?jǐn)?shù)降低至23.2%，此時奧氏體組織長大程度超過鐵素體組織，這與金相顯微鏡下看到的鐵素體含量變化趨勢基本一致。

圖9所示為不同固溶溫度對試驗鋼應(yīng)力-應(yīng)變的影響規(guī)律，從圖中可以看出，含稀土Ce的Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼在室溫拉伸變形過程中表現(xiàn)出連續(xù)屈服，沒有明顯的屈服平臺，當(dāng)應(yīng)力超過屈服應(yīng)力后，隨著應(yīng)變的增大，應(yīng)力呈近似線性增加，直至發(fā)生斷裂。表1為具體的室溫拉伸結(jié)果，從表中可以看出，固溶處理可以顯著降低試驗鋼的抗拉強(qiáng)度，900℃和950℃固溶處理1h后，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度分別降至902.5MPa和894.6MPa，但斷后伸長率率大幅度提升至35%左右，這是由于固溶處理使得奧氏體晶界析出物全部溶解于奧氏體中，從試驗鋼的平衡相圖（圖1（b））可以看出，溫度高于900℃時，碳化物相幾乎全部溶解在奧氏體基體中，變形孿晶幾乎全部消失，開始出現(xiàn)少量退火孿晶，導(dǎo)致試驗鋼的抗拉強(qiáng)度明顯降低。此外，通過顯微硬度計分別對奧氏體和鐵素體相的硬度進(jìn)行測量，結(jié)果表明奧氏體相硬度為257HV左右，而鐵素體的硬度為217HV左右。對于雙相輕質(zhì)高強(qiáng)鋼，陳興品等也發(fā)現(xiàn)，由于奧氏體的應(yīng)變協(xié)調(diào)能力高于鐵素體，奧氏體相的加工硬化作用更大。鐵素體作為鋼中的第二相，其形貌、體積分?jǐn)?shù)和分布對鋼的塑性影響較大，而對強(qiáng)度的提升影響較小。固溶溫度為900℃時，奧氏體基體中析出一定量的鐵素體，使得試驗鋼的抗拉強(qiáng)度明顯降低，這與熱力學(xué)計算結(jié)果有所不同，主要因為熱力學(xué)計算是在理想平衡狀態(tài)下進(jìn)行的，試驗獲得相變點(diǎn)結(jié)果往往略高于計算結(jié)果。

當(dāng)固溶溫度為1000℃時，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度為889.6MPa，斷后伸長率為47.1%，強(qiáng)塑積達(dá)到最大（42.08GPa·%）。相較于固溶溫度為900℃和950℃時，固溶溫度為1000℃時，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度略有降低，但塑性顯著提高，這是因為奧氏體和鐵素體組織晶粒細(xì)小，且兩相組織分布均勻，此時晶粒的平均尺寸是影響強(qiáng)度和塑性的關(guān)鍵因素，根據(jù)霍爾-佩奇關(guān)系，隨著晶粒尺寸的減小，晶界比例增加，強(qiáng)度和塑性將顯著提高；但由于固溶溫度的升高會提高試驗鋼中鐵素體含量，而鐵素體會顯著降低試驗鋼強(qiáng)度，提高試驗鋼的塑性，因此試驗鋼的抗拉強(qiáng)度下降不明顯，而斷后伸長率顯著提高，強(qiáng)塑積較熱鍛態(tài)提高了50%，且優(yōu)于同類其他輕質(zhì)高強(qiáng)鋼。當(dāng)固溶溫度繼續(xù)提高值1050℃和1100℃時，試驗鋼的強(qiáng)度和塑性都發(fā)生明顯下降，強(qiáng)塑積下降明顯，這是因為鐵素體發(fā)生聚集粗化，奧氏體晶粒也發(fā)生明顯粗化，奧氏體的第二相析出強(qiáng)化作用減弱。

4 結(jié)論

1）含稀土Ce的Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼主要平衡相包括：鐵素體、奧氏體、κ碳化物、Ce2C3和NbC等，其中900℃以上，鋼中穩(wěn)定存在的相主要是富含F(xiàn)e、Mn、Al和C元素的鐵素體和奧氏體兩相，是典型的雙相鋼；隨著溫度升高，兩相中C、Mn含量明顯增加，而Al含量均略有降低。

2）熱鍛試樣中奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為86.4%，奧氏體平均晶粒約為28 μm，奧氏體晶粒內(nèi)部含有大量孿晶，少量鐵素體呈帶狀沿奧氏體晶界分布；固溶處理后，鐵素體含量增加、鐵素體晶粒粗化，奧氏體內(nèi)部仍含有大量孿晶；固溶溫度升高至1000℃時，細(xì)小的鐵素體組織均勻分布在奧氏體基體上，晶粒尺寸最為均勻。

3）固溶溫度為1000℃時，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度為889.6 MPa，斷后伸長率為47.1%，強(qiáng)塑積達(dá)到最大（42.08 GPa·%）。這一方面是因為奧氏體和鐵素體組織晶粒細(xì)小，且兩相組織分布均勻，均勻細(xì)小的晶粒有利于強(qiáng)塑性的提高；另一方面鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加至25.7%，使得試驗鋼強(qiáng)度降低，塑性提高。

本文摘自《鋼鐵》2024年第2期