冷却速率对Fe- Mn- Al轻质钢组织及力学性能的影响

胡钱钱 夏培康 余鹏飞 史 文 李 麟

(省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点实验室和上海大学材料科学与工程学院，上海 200072)

冷却速率对Fe- Mn- Al轻质钢组织及力学性能的影响

胡钱钱 夏培康 余鹏飞 史 文 李 麟

(省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点实验室和上海大学材料科学与工程学院，上海 200072)

研究固溶处理后不同冷速对Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢组织及力学性能的影响。结果表明，固溶处理后冷却过程中，奥氏体晶内发生调幅分解形成纳米级晶内κ- 碳化物，产生沉淀强化。随着冷却速率的降低，γ/δ晶界形成κ- 碳化物，使得油淬和空冷试样的第二相强化效果明显，但水淬试样的综合力学性能最好，强塑积高达50.9 GPa%。拉伸试验过程中，晶界κ- 碳化物是试验钢空冷和油淬后产生微孔的初始点，γ和δ晶粒间的变形协调不一致是水淬产生微裂纹的主要原因。计算获得奥氏体层错能为78.99 mJ/m2，变形过程中位错运动切过奥氏体晶内纳米级κ- 碳化物，形成大量平面滑移剪切带，为明显平面滑移特征。

Fe- Mn- Al轻质钢 κ- 碳化物 冷却速率 力学性能

Fe- Mn- Al钢因其低密度与高强、高韧性成为下一代汽车用钢的发展方向[1- 2]。添加轻质元素Al可以有效地降低Fe- Mn- Al钢的密度，每增加1%(质量分数，下同)的Al元素，相比TRIP与TWIP钢其重量下降1.6%[3]，也能提高其高温耐氧化性、耐腐蚀性能[4]和成型性[5]。Al元素是铁素体形成元素，添加Al能明显提高奥氏体层错能，并抑制变形过程中奥氏体转变为ε马氏体[6]。

Fe- 4.1Mn- 5.0Al- 1.0Si- 0.3C(质量分数，%，下同)[7]铁素体基轻质钢经两相区处理后，再经600 ℃×(1、24 h)等温处理过程中奥氏体分解为κ- 碳化物+铁素体，κ- 碳化物形貌由板条状转变为近球状，其塑性由10.9%提高到30.3%。Sohn S S[8]等研究Fe- (0.3±0.1)C- (3±1)Mn- (4,5,6)Al三种铁素体基轻质钢冷轧过程中裂纹产生的原因，发现显微组织中存在大量的板条状、沿晶界处析出的κ- 碳化物是导致其轧裂的主要原因。Frommeyer G[3]等研究了Fe- 28Mn- 10Al- 1.2C钢变形行为，发现沿着奥氏体{111}平面形成大量的均匀的剪切带，位错运动切过纳米级的κ- 碳化物导致平面滑移剪切带的形成，并提出SIP效应(Shear- band induced plasticity)解释其高塑性。

本文通过降低Mn含量、提高Al含量，力求保持较高强韧性的基础上降低密度和成本。通过固溶处理后不同冷速的热处理工艺，研究冷却速率对Fe- Mn- Al钢组织及力学性能的影响，并探究其变形机理。

1 试验材料及方法

采用99.9%纯铁、纯铝、99.95%锰及碳粉经真空电阻感应加热炉熔炼后，得到20 kg 的Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢圆柱状铸锭。先将铸锭在感应加热炉中加热到1 150 ℃保温1 h后锻造成20 mm厚钢板，空冷；然后将锻造样再次加热到1 100 ℃进行1 h均匀化后热轧，终轧温度880 ℃，轧后厚度3 mm；再经1 030 ℃固溶处理1 h后经不同方式冷却，具体工艺如图1所示。Cheng Weichun[9]研究了Fe- 0.85C- 17.9Mn- 7.1Al轻质钢的相转变过程，发现κ- 碳化物在较高温度下析出。为了使得κ- 碳化物全部溶解，因此固溶处理温度选择1 030 ℃。

图1 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢的热处理工艺示意图

根据GB/T 228- 2002标准切取A30拉伸试样，在ETM电子万能拉伸试验机上进行拉伸试验，拉伸速率1.5 mm/min。在HITACHI SU- 1500钨灯丝扫描电子显微镜(SEM- EDS)下进行断口、显微组织观察及成分分析。试样经电解抛光去除表面应力层后，采用DLMAX- 2550 X射线衍射仪(XRD，CuKα1)分析不同试样的相组成及体积分数。采用α相的(200)、(211)峰，γ相的(200)、(220)、(311)峰，根据式(1)计算奥氏体的体积分数[10]：

(1)

式中，Iγ为奥氏体衍射峰积分平均值，Iα为铁素体衍射峰积分平均值。

2 试验结果

2.1 显微组织

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢经固溶处理以不同速率冷却后的显微组织和SEM形貌如图2所示，可见组织基本沿轧向成带状分布。固溶处理过程中，部分δ- 铁素体逐渐被破碎成岛状，不连续分布于奥氏体基体中，δ- 铁素体与奥氏体晶粒发生回复再结晶并逐渐长大，呈近球状，奥氏体中存在大量的退火孪晶。SEM结果表明，水淬显微组织为奥氏体(灰色)+δ- 铁素体(白色)，油淬与空冷显微组织为奥氏体+δ- 铁素体+晶界κ- 碳化物。从XRD图谱可知(见图3)，空冷试样主要由奥氏体峰+δ- 铁素体峰组成，但由于κ- 碳化物的量较少，XRD不能很明显地检测到κ- 碳化物峰的存在。

图2 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢经固溶处理以不同速率冷却后的显微组织((a)～(c))和SEM形貌((d)～(f))

图3 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢经不同冷速冷却后的XRD图谱

通过TEM分析油淬后γ/δ晶界处碳化物的结构特征及形貌(见图4)。从明场像可观察到许多100～250 nm的碳化物颗粒分布于奥氏体与铁素体的晶界处，对其衍射花样进行标定，显示为κ- 碳化物，κ- 碳化物与奥氏体之间存在以下位向关系：[110]γ//[110]κ、(- 111)γ//(- 11- 1)κ。随着冷速的降低，κ- 碳化物析出量增加，且易在晶界处析出。因为晶界处的晶格畸变能较高，扩散激活能较小，C、Mn、Al等元素沿晶界扩散速率较快，易达到成分起伏。

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢在淬火过程中奥氏体晶内存在大量纳米级的κ- 碳化物，如图5和图6所示。κ- 碳化物与奥氏体之间存在以下位向关系：[110]γ//[110]κ、(-111)γ//(-11-1)κ，因为淬火过程中碳原子在奥氏体中进行短程上坡扩散，发生短暂的调幅分解反应。Chang K M[11]和Park K T[12]等在研究Fe- Mn- Al轻质钢时，发现奥氏体在淬火过程中会发生γ→γ0+κ- 碳化物调幅分解，在奥氏体中形成大量的纳米级κ- 碳化物。

2.2 力学性能

Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶冷却后的力学性能如表1所示。随着冷却速率的下降，试验钢的抗拉强度与屈服强度增加，抗拉强度由857.9 MPa增加到1 081.9 MPa，但是断后伸长率却大大下降。水淬后试验钢的塑性最佳，达到59.3%，其强塑积达到50.9 GPa%；油淬后抗拉强度超过1 000 MPa，断后伸长率超过30%，其强塑积也达到了39.2 GPa%，满足高强钢性能要求。一般结构钢的比强度低于120 MPa/(g·cm-3)，但试验钢的比强度均高于120 MPa/(g·cm-3)，并随着冷却速率的降低，从126 MPa/(g·cm-3)增加到160 MPa/(g·cm-3)。

图4 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶后油冷的TEM

图5 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶水淬奥氏体晶内κ- 碳化物的TEM

图6 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶油冷奥氏体晶内κ- 碳化物的TEM

表1 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶冷却后的力学性能和奥氏体含量

2.3 断口分析

图7为不同冷却状态下试验钢的拉伸断口形貌。由图7可见，水淬和油淬试样的拉伸断口存在大量的韧窝，为明显的韧性断裂；而空冷试样的断口由光滑的平面和较浅的韧窝组成，为准解理断裂。因为空冷过程中在奥氏体与铁素体晶界处会析出一定量的κ- 碳化物(见图2(f))，脆性κ- 碳化物在变形过程中直接承受载荷，易于造成应力集中，在其界面形成微裂纹，同时其主要分布在奥氏体与铁素体界面处，在局部形成的裂纹更易沿着奥氏体与铁素体界面扩展，造成试样沿晶界断裂，从而形成部分较光滑的平面。水淬处理后，试验钢具有最佳的强韧性，存在大量的韧窝，其原因是：不存在沿晶界析出的κ- 碳化物，变形过程中奥氏体基体组织具有良好的变形能力，变形协调性强，条状的δ- 铁素体不连续分布，易于形成大尺寸韧窝。

图7 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶冷却后拉伸断口的形貌

3 分析与讨论

本研究目的是保持Fe- Mn- Al轻质钢较高强韧性的基础上，添加较高含量轻质元素Al来达到最大减重的效果。通过添加10%Al元素，其密度下降到6.78 g/cm3，相比于纯铁其密度下降14.2%。

图8为Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢拉伸变形后的显微组织。水淬和油淬试验钢中的铁素体与奥氏体沿拉伸方向明显伸长，空冷组织变形不明显。拉伸过程中奥氏体晶内产生大量平行的滑移带(图8中A区域)。Fe- Mn- Al轻质钢为奥氏体+铁素体双相组织，由于两相组织在变形过程中不匹配，导致微裂纹易在奥氏体/δ- 铁素体晶界处形成，进一步拉伸过程中微裂纹逐渐聚集扩展，最后导致断裂[13]。拉伸变形过程中，水淬试验钢中无κ- 碳化物存在，在变形过程中因γ/δ晶粒变形不协调导致γ/δ晶界处形成微小的间隙，随着应变的增加，间隙慢慢扩展形成微裂纹(图8(a)中箭头所示)，之后聚集长大导致断裂；空冷与油淬试样因γ/δ晶界处析出硬脆κ- 碳化物(图8(b)和图8(c) 中箭头所示)，协调变形能力较差，微裂纹易先在κ- 碳化物处形成，之后随着应变量的增加，沿γ/δ、γ/γ界面处的微裂纹慢慢聚集扩展，最后导致断裂。空冷试样冷却速率相对较慢，晶界析出κ- 碳化物的尺寸和数量都增加，导致其拉伸断口处存在少量光滑的解理平面。因此，高铝Fe- Mn- Al轻质钢若要获得较好的综合力学性能，需要较快的冷却速率。

图8 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢拉伸后的SEM形貌

层错能是判定高锰钢变形机理的重要参数，其主要与合金元素和温度有关，Fe- Mn- Al钢中Al、Mn、C都是增加奥氏体层错能的元素，根据Allain S[14]热力学模型，层错能计算公式为：

(2)

式中，ΔGγ→ε是γ→ε转变时摩尔自由能差，σγ→ε是γ/ε间{111}面的界面能，ρ为FCC结构中密排面{111}的原子面堆垛密度，即单位面积上原子数。

根据XRD计算结果(表1)可知试验钢中奥氏体含量较高，铁素体含量较低，所以采用高锰钢的成分体系估算试验钢中奥氏体的层错能。平面滑移机制一般出现在高层错能的高锰奥氏体钢中。室温条件下，计算Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢的层错能为78.99 mJ/m2，远高于高锰钢中发生TRIP、TWIP效应的层错能临界值[15]，层错能较高的奥氏体组织室温变形表现为平面滑移特征。Frommeyer与Brux[3]研究Fe- 28Mn- 10Al- 1.2C钢变形行为时发现，位错运动切过纳米级的κ- 碳化物导致平面滑移剪切带的形成，并提出SIP效应(Shear- band induced plasticity)解释其高塑性。图9和图10分别为水淬和油淬试验钢拉伸断口处奥氏体的TEM结果。可见在奥氏体晶内形成大量的沿特定晶向相互平行的平面滑移线剪切带(图中箭头所示)，暗场像中明显观察到滑移带切过奥氏体中纳米级的κ- 碳化物(如图10(b)所示)。在拉伸变形过程中，产生大量的运动位错与纳米级的κ- 碳化物相遇，切过κ- 碳化物与基体一起变形，从而形成大量的平行滑移带。位错切过第二相粒子时必须作额外的功，消耗大量的能量，从而试验钢的强度提高，沉淀强化作用明显。这种剪切带现象导致试验钢具有好的强度与塑性的结合。

4 结论

(1)Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢经固溶处理后冷却过程中，奥氏体发生调幅分解形成纳米级的晶内κ- 碳化物，产生沉淀强化。随着冷却速率的降低，γ/δ晶界κ- 碳化物从无到有，晶界κ- 碳化物使得油淬和空冷试样的第二相强化效果明显，导致试验钢的强度上升，塑性降低，强塑积下降，其中水淬处理后的综合力学性能最好，其强塑积高达50.9 GPa%。

图9 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶水淬拉伸后奥氏体的TEM图像及衍射花样标定

图10 Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶油冷拉伸后奥氏体的TEM图像及衍射花样标定

(2)Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢固溶处理后，水淬和油淬试样的拉伸断口为韧窝断裂，空冷试样为准解理断裂。硬脆κ- 碳化物在晶界析出易造成应力集中以及奥氏体/δ- 铁素体变形不匹配，均导致油淬和空冷试样拉伸过程中裂纹的萌生和扩展；奥氏体/δ- 铁素体变形不匹配是导致水淬试样最终断裂的原因。

(3)经计算获得Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C轻质钢的奥氏体层错能为78.99 mJ/m2，层错能较高的奥氏体组织室温变形表现为平面滑移特征。变形过程中位错运动切过奥氏体晶内纳米级κ- 碳化物，形成大量平面滑移剪切带，其变形机理为剪切诱发塑性。

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收修改稿日期：2016- 04- 13

Effect of Cooling Rate on the Microstructure and Mechanical Properties of Fe- Mn- Al Lightweight Steel

Hu Qianqian Xia Peikang Yu Pengfei 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 effect of cooling rate on microstructure and mechanical properties of Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel after solution treatment was investigated. The results showed that the nanoscale κ- carbide was formed in austenite grains through spinodal decomposition during cooling process of solution treatment and exhibited precipitation strengthening.With the decreasing of cooling rate, κ- carbide was formed in γ/δ grain boundaries, the second phase strengthened effect was obviously observed in oil quenching(OQ) and air cooling(AC) samples. After being solution treated at 1 030 ℃ and water quenched(WQ), the steel possessed an excellent combination of strength and ductility, with the value of product of tensile strength and elongation over 50.9 GPa%. During tensile deformation, the micropore formation of AC and OQ steel started from the precipitated κ- carbide along grain boundaries, the microcracks of WQ steel started from γ/δ grain boundaries, because of the existing deformation mismatch between these two phases. The computation result of SEF in austenite of Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel was 78.99 mJ/m2.The movement dislocations cut across the nanoscale κ- carbide in austenite grains, which led to the formation of uniformly arranged shear bands of austenite. The Fe- 15Mn- 10Al- 1.0C lightweight steel showed the obvious characteristic of planer gliding.

Fe- Mn- Al lightweight steel，κ- carbide，cooling rate，mechanical property

胡钱钱，男，从事汽车用轻质高强钢的研究，Email：huqianqian2013@126.com，电话：18321766825

史文，教授，电话：13917506016，Email: shiwen@shu.edu.cn