高锰铝Fe－26Mn－6Al－C钢组织性能研究

何刚，荆涛，孟伟，阎培泽，赵瑛珺

(1.辽宁冶金职业技术学院，辽宁 本溪 117022;2.本溪钢铁集团公司质量管理中心，辽宁 本溪 117000;3.本溪钢铁集团公司热连轧厂，辽宁 本溪 117000)

汽车轻量化是汽车发展的主要方向，而减轻车身材料的质量是减轻车重的有效途径。由此，许多钢铁企业竞相研发和采用先进高强钢，如 TRIP(transformationinduced plasticity)钢、DP(dual phase)钢、TWIP(twinning induced plasticity)钢和马氏体钢等。

TRIP钢——相变诱发塑性(TRIP)钢，其高延展性来源于应变条件下亚稳态残余奥氏体向马氏体的转变。这一转变伴随着体积膨胀，导致应变期间应变硬化系数的局部增加。这阻碍了缩颈的发生，使其均匀性和总延伸率得到提高，因而具有高强度和高延展性的优点，更适用于冲压成形。TWIP(Twins Induced Plasticity)钢通常是指锰的质量分数为15%～30%的高锰钢。这种钢的微观结构与锰含量密切相关，能够在塑性变形的过程中表现出较高的延展性和优越的强度特性。TWIP效应又称孪生诱发塑性效应，是指超高锰钢中因为机械孪生的形成而具有不寻常的塑性。TWIP钢具有高加工硬化率、高延展性、高强度等一系列特殊的机械性能。该钢在变形后基体中存在大量细小的形变孪晶，室温下可具有相变诱导塑性和孪晶诱导塑性的TWIP效应，因而具有高的强度(1000 MPa以上)和极高的伸长率(60% ～90%)。

文中研究的Fe-26Mn-6Al-C钢，是在拉伸条件下，通过对其应力应变曲线的分析以及在不同变形量时微观组织的观察，得出其组织性能之间的关系及强化机制。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料[2－3]

高锰钢中加入较高含量的铝，将提高奥氏体中的层错能，抑制TRIP效应和TWIP效应的发生。材料发生应变时，将通过产生剪切带而诱发塑性，即SIP(Shear Band Induced Plasticity)。由此实验材料选用Fe-26Mn-6Al-C钢板，轧制后产品的厚度为3 mm。合金化学成分的质量分数分别为:锰26%，铝6%，碳1%，余量为铁。对实验材料进行固溶和时效处理，其中时效时间分别为2，5，15，60 min。试验主要研究的是高锰高铝钢，在成分设计上首先考虑其具有较高的锰含量，从而保证在原始组织中产生一定量稳定的奥氏体组织。另外，为了使奥氏体具有较高的层错能，试验钢中还应含有较高含量的铝。考虑到化学成分对试验钢性能的影响，综合各种因素，最终成分设计将锰的质量分数定为26%。

1.2 材料制备

在真空感应电炉中熔炼实验用Fe-26Mn-6Al-C钢，浇注成50 kg坯料，坯料经扒皮去头后在1100℃保温2 h，先粗轧至25 mm，然后用6道次热轧至4 mm，终轧温度为950℃，道次间板料都重新加热至1100℃，并用氢气作保护。轧至4 mm的热轧板待板温降至400℃时，立即送至设定温度为400℃的马弗炉中模拟卷取过程，30 min后取出空冷至室温。冷却至室温的热轧板用含盐酸(10%)的80℃的水溶液酸洗后冷轧至3 mm。从冷轧板上按ASTMES标准加工拉伸试样，轧制方向为纵向平行。

1.3 实验钢拉伸试样的加工及热处理工艺

在加工拉伸试样时，第1步是将实验用Fe-26Mn-6Al-C铸锭加热至1100℃并保温2 h，去除氧化皮后在1100℃左右开轧的实验制度，主要是考虑到保温时间太长会使得奥氏体晶粒粗大，不利于获得细小均匀的铁素体和第二相晶粒;保温时间过短，会影响实验钢的奥氏体化，并对轧制后的晶粒尺寸也有影响。第2步是将实验钢热轧成3～4 mm厚的板材，具体的轧制工艺如下所述。第3步是将实验钢加工成板状拉伸试样。拉伸试样分2种:直接热轧后的拉伸试样;经过固溶处理后的拉伸试样，其热处理工艺是固溶处理淬火，即为将试样加热到1100℃保温1 h后水冷。

2 实验结果与分析

2.1 组织成分分析

将实验用Fe-26Mn-6Al-C钢加热至1100℃，保温2 h，热轧至3 mm，水冷至400℃以下，以防止碳化物过度析出。再将热轧后的材料在1100℃下保温2 h进行固溶处理，水冷至常温。实验钢固溶后的金相组织如图1所示。

图1 Fe-26Mn-6Al-C钢固溶后组织Fig.1 The structure of Fe-26Mn-6Al-C steel after solution treatment

由图1可见，实验钢在经过固溶处理后为稳定单一的奥氏体组织，晶粒在20 μm左右，相邻晶粒晶界夹角为120°。晶粒内部存在有一定量的退火孪晶，这可能是由于试验钢中铝含量不高，钢中奥氏体层错能依然在一个较低的范围内，经过长时间的固溶保温后形成了一定数量的退火孪晶。

实验用Fe-26Mn-6Al-C钢透射电镜照片如图2所示。由图2可见，除了奥氏体晶粒内部存在退火孪晶外，在晶界处可见位错塞积。这是由于在固溶处理后水冷时，冷却速度较大，不同部位降温速度不同，晶粒间产生一定的热应力，热应力集中造成了晶界处的位错塞积。

图2 Fe-26Mn-6Al-C钢TEM照片Fig.2 The TEM photos of Fe-26Mn-6Al-C steel

2.2 不同变形量下的组织分析[4－5]

将热轧后的实验钢用电火花线切割加工成拉伸试样，进行拉伸试验。变形速率为10－3s－1。试验钢在4%，10%，24%变形量下的金相照片如图3所示。经过固溶处理后，实验钢的组织中有一定量退火孪晶出现。实验钢依然为完全奥氏体，并且不随拉伸而发生组织改变。

图3 不同变形量下Fe-26Mn-6Al-C钢金相组织Fig.3 The microstructure of Fe-26Mn-6Al-C steel under different deformations

由图4可以看到，沿与轧制方向呈45°角切取拉伸试样，其抗拉强度为1020 MPa以上，伸长率为40%;而与轧制方向呈90°角切取拉伸试样，其抗拉强度为1070 MPa，伸长率为47%，两者大致相同。这说明试验钢经过轧制后，各方向上的拉伸力学性能没有明显的差异。这可能是由于试验钢有较大的奥氏体区，轧制后的试验钢经过水冷后，依然保持稳定单一的奥氏体，并且由于奥氏体具有较多的滑移系，使得试验钢在轧制平面内沿不同方向上的力学性能大致相同，即在轧制平面内各向异性表现不明显。

图4 与轧制方向不同角度切取拉伸试样所得Fe-26Mn-6Al-C钢的应力-应变曲线Fig.4 The stress-strain curves of Fe-26Mn-6Al-C steel tensile specimens cut from different angles with rolling direction

实验用Fe-26Mn-6Al-C钢经1100℃固溶处理后应力-应变曲线如图5所示。由图5可见，实验钢经过固溶处理后，抗拉强度为800 MPa，伸长率为57%。与热轧后拉伸试样应力-应变曲线对比可得，试验钢经过固溶处理后抗拉强度有了较大的下降，伸长率得到了一定的提高。这说明固溶处理能够很好地消除试验钢在热轧时形成的加工硬化，使试验钢的塑性得到了较大的提高。

图5 实验用Fe-26Mn-6Al-C钢经1100℃固溶处理后应力-应变曲线Fig.5 The stress-strain curves of Fe-26Mn-6Al-C steel specimens with solution treatment at 1100℃

为了确定实验钢不同拉伸变形阶段的组织组成，以及实验钢拉伸变形过程中的主要变形机制，对其变形前后的组织进行了X射线衍射分析。

热轧后状态的实验钢未经固溶处理切取拉伸试样，经过拉伸试验前后的X射线衍射花样如图6所示。由衍射花样可以看到在拉伸变形前后，只有面心立方的衍射峰，而没有体心立方的衍射峰。这是由于加入铝后奥氏体层错能升高，不再发生TRIP效应。

图6 实验用Fe-26Mn-6Al-C钢热轧后拉伸前后X射线衍射Fig.6 X-ray diffraction pattern of the Fe-26Mn-6Al-C test steel after hot rolling and before stretching

3 结语

通过对Fe-26Mn-6Al-C实验钢的热轧、固溶、时效处理等不同状态下的组织进行了观察分析，测试了其力学性能，得出以下结论。

1)实验用Fe-26Mn-6Al-C钢密度约为6.983 kg/m3，较纯铁密度 7.874 kg/m3降低了约 11.4%。

2)热轧后的实验用Fe-26Mn-6Al-C钢组织主要为奥氏体组织，晶粒约为20 μm左右。在晶粒内部可见位错塞积、退火孪晶、层错等，且层错密度较低。热轧后的试验钢屈服强度为850 MPa，抗拉强度为1080 MPa，伸长率为35%。

3)固溶处理后的实验用Fe-26Mn-6Al-C钢组织仍为奥氏体组织，晶粒有所长大，约为40 μm。晶粒中位错密度减小，在晶粒内部可见退火孪晶，晶界附近可见位错塞积。固溶处理后实验钢的屈服强度为400 MPa，抗拉强度为690 MPa，伸长率为55%。

4)不同变形量下的实验用Fe-26Mn-6Al-C钢在塑性变形初期，以滑移为主要的变形机制，塑性变形后期，滑移不能使材料产生足够的塑性，发生TWIP效应，以产生更好的塑性。

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