余鵬飛 胡錢錢 夏培康 史 文 李 麟

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點實驗室和上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

Fe15Mn0.8C-Al-Si熱軋輕質(zhì)高強鋼的組織與性能

余鵬飛 胡錢錢 夏培康 史 文 李 麟

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點實驗室和上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

對Fe15Mn0.8C-Al-Si熱軋試驗鋼進(jìn)行1 100 ℃固溶1 h油冷處理，然后通過金相顯微鏡、拉伸試驗機、X射線衍射儀以及掃描電鏡等研究了Fe15Mn0.8C- Al- Si熱軋輕質(zhì)高強鋼的組織與性能。結(jié)果表明，經(jīng)過固溶處理后，試驗鋼的組織由奧氏體(A)和鐵素體(δ- F)組成，其中Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼的奧氏體含量最多達(dá)到78.9%。三種成分的試驗鋼在變形過程中均未發(fā)生相變，通過層錯能的計算結(jié)果可推測其變形以位錯滑移機制為主。Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼的綜合力學(xué)性能最佳，其斷后伸長率達(dá)到62.39%，抗拉強度為870.25 MPa，強塑積達(dá)到54 294.90 MPa%。Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si、Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼的斷裂方式為韌性斷裂，F(xiàn)e15Mn0.8C7Al3Si試驗鋼為韌脆混合斷裂。

Fe- Mn- C- Al- Si鋼 輕質(zhì)高強鋼 顯微組織 力學(xué)性能

隨著汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展，節(jié)能減排的任務(wù)也愈發(fā)緊要，而汽車輕量化是解決該問題的一個有效方法。一般通過向鋼中添加一定量的Al元素，在合金成分優(yōu)化與成型工藝控制的基礎(chǔ)上，得到兼具低密度和高強韌性的新型汽車鋼板，以保證在不犧牲汽車結(jié)構(gòu)零件強度的前提下盡量減輕汽車的自重。而Si的加入主要有兩個作用：一是Si是鐵素體形成元素，較多地固溶于鐵素體會起到強化作用，從而提高鋼的強度；二是Si為非碳化物形成元素，在碳化物中溶解度極低，在熱處理等溫過程中，能夠強烈抑制碳化物的形成，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體富碳，從而提高奧氏體的穩(wěn)定性，使其在室溫下能夠保留下來。

目前，關(guān)于TRIP和TWIP鋼的研究已經(jīng)相對成熟，對其變形機制及熱處理工藝已有深刻的了解[1- 2]，但對Fe- Mn- C- Al- Si輕質(zhì)高強鋼的研究相對較少。本文通過成分設(shè)計，在Al、Si總量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%)不變且保證Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)不低于7%的情況下，改變Al、Si的相對比例，探究添加不同比例的Al、Si元素對Fe- 15Mn- 08C輕質(zhì)鋼的組織和性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉，其化學(xué)成分如表1所示。熔煉后的鋼錠直徑為82 mm，試驗鋼在1 150 ℃保溫30 min后鍛造成直徑為20 mm的鋼錠，再熱軋成厚度為2.8 mm的鋼板，始軋溫度為1 100 ℃，終軋溫度為880 ℃，最后將熱軋后的試驗鋼在1 100 ℃真空保溫1 h后油冷至室溫。將熱處理后的試驗鋼依照GB/T 228—2002加工成拉伸試樣，并且將不同狀態(tài)的試驗鋼加工成10 mm×10 mm的金相試樣，數(shù)量各3個。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用金相顯微鏡Nikon epiphot 300和日立SU- 1510鎢燈絲掃描電鏡觀察試樣的顯微組織和拉伸斷口形貌，采用3KW D/MAX2200 PC型X射線衍射儀對試樣進(jìn)行物相分析，并測定殘留奧氏體含量。室溫拉伸性能試驗在CMT5305電子萬能試驗拉伸機上完成，試樣標(biāo)距30 mm，拉伸速率2 mm/min。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

熱軋后沿鋼板軋制方向取樣觀察顯微組織，如圖1所示。顯微組織顯示白色帶狀組織沿軋向均勻分布在奧氏體基體中，黑色顆粒狀物質(zhì)彌散分布于奧氏體晶界處。結(jié)合Fe- Mn- Al 三元相圖等溫截面[3]與XRD分析結(jié)果(見圖2)得出，熱軋后試驗鋼的組織主要由奧氏體+鐵素體+κ- 碳化物及DO3有序相組成。為了消除奧氏體晶界處的黑色物質(zhì)以及熱軋后的殘余應(yīng)力，對熱軋試驗鋼進(jìn)行1 100 ℃/1 h的固溶處理。

圖1 試驗鋼的熱軋原始組織

圖3為熱軋試驗鋼經(jīng)1 100 ℃固溶處理后的顯微組織?？梢钥闯?，三種成分試驗鋼的組織主要由灰黑色奧氏體(A)+亮白色鐵素體(δ-F)組成。奧氏體晶界處的黑色碳化物已完全溶解，其物相組成可由X射線衍射方法測得(如圖4所示)。奧氏體和鐵素體沿軋向均勻分布，且奧氏體中存在著大量的退火孿晶。經(jīng)拉伸后，試驗鋼的晶粒均發(fā)生了明顯的變形，奧氏體沿著軋向進(jìn)一步被拉長，其中，F(xiàn)e15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼的組織變形最為顯著。

圖2 熱軋態(tài)試驗鋼的XRD結(jié)果

2.2 物相分析

為了進(jìn)一步確定試驗鋼固溶處理后的物相組成，對其進(jìn)行X射線衍射分析，結(jié)果如圖4所示。

圖3 固溶處理后試驗鋼拉伸前后的顯微組織

a)拉伸前 b)拉伸后

圖4 試驗鋼拉伸前后的XRD結(jié)果

Fig.4 XRD results of the test steels before and after tensile test

(1)

(2)

表2 試驗鋼拉伸前后的奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))

由表2可知，拉伸后試驗鋼的奧氏體含量減少，這可能是由于拉伸過程中，奧氏體較鐵素體變形量大，導(dǎo)致拉伸后奧氏體量相對減少。Al、Si都是鐵素體形成元素，在Fe15Mn0.8C輕質(zhì)鋼中，當(dāng)Al、Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為9.5%和0.5%時，對鐵素體的促進(jìn)作用最為顯著。在Fe15Mn0.8C試驗鋼中，當(dāng)Al、Si總質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時，Al、Si元素分別只有在8.5%、1.5%的添加比例下，試驗鋼經(jīng)過1 100 ℃/1 h固溶處理后，才能獲得最多的奧氏體組織。

2.3 變形機制

試驗鋼拉伸后沒有出現(xiàn)新的衍射峰，且奧氏體含量未發(fā)生明顯變化，說明試驗鋼在拉伸過程中并沒有發(fā)生相變。有研究表明[6]，高錳奧氏體鋼的變形機制根據(jù)堆垛層錯和相變吉布斯自由能不同，可分為TRIP效應(yīng)、TWIP效應(yīng)和位錯滑移機制。在高錳鋼中，馬氏體轉(zhuǎn)變的吉布斯自由能ΔGγ- ε在110～250 J/mol之間，且層錯能約為25 mJ/m2時，奧氏體會發(fā)生TWIP效應(yīng)；當(dāng)ΔGγ- ε約為220 J/mol，且層錯能低于16 mJ/m2時，奧氏體在應(yīng)力作用下發(fā)生γ→α和γ→ε→α轉(zhuǎn)變，出現(xiàn)TRIP效應(yīng)；層錯能很高時，變形以位錯滑移機制為主。本試驗鋼中添加了大量的Al元素，Al對奧氏體的穩(wěn)定性影響具有二元性。Al除了會促進(jìn)鐵素體形成外，還能增加層錯能，強烈抑制γ→ε馬氏體相變[7]，層錯能數(shù)值可由模型公式及各合金元素對Gibbs自由能的影響計算得出。目前普遍采用Olsen- Cohen熱力學(xué)模型[8]來計算材料的層錯能，并在其他高錳鋼中得到驗證。層錯能γSF的計算公式[9]如式(3)：

(3)

式中: ρ為{111}密排面原子堆積密度，σ為γ/ε相界面自由能。Gγ→ ε為γfcc→ εhcp相變Gibbs自由能差。計算得出Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si、Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si、Fe15Mn0.8C7Al3Si試驗鋼的層錯能分別為72.1、63.6、50.9 J/m2?？梢娫囼炰摰膶渝e能較高，使得其在加工變形過程中以滑移變形機制為主。

2.4 力學(xué)性能

圖5為試驗鋼的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線。從圖中可以看出，經(jīng)過固溶處理后，三種試驗鋼在拉伸變形過程中均未出現(xiàn)明顯的屈服平臺。試驗鋼的力學(xué)性能結(jié)果如表3所示，其中Fe15Mn0.8- C8.5Al1.5Si鋼的斷后伸長率最高，達(dá)到62.39%，抗拉強度為870.25 MPa； Fe15Mn0.8C7Al3Si鋼的抗拉強度最高，達(dá)到973.48 MPa，但斷后伸長率較低，為31.52%。其中強塑積最高的為Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si鋼，達(dá)到54 294.90 MPa%。

圖5 試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線

表3 試驗鋼的室溫拉伸性能

一般說來，Al、Si均為鐵素體促進(jìn)元素，具有擴大鐵素體相區(qū)的作用，當(dāng)二者含量超過一定范圍時，F(xiàn)e- Mn- Al鋼將由全奧氏體組織變?yōu)閵W氏體+鐵素體雙相組織，奧氏體的分布和體積分?jǐn)?shù)是影響Fe- Mn- Al鋼力學(xué)性能的重要因素[10]。本試驗三種鋼的熱處理方式相同， 奧氏體分布也大體一致，都呈條帶狀沿軋向分布(如圖1所示)，所以不需要考慮奧氏體分布對試驗鋼力學(xué)性能的影響。結(jié)合顯微組織與XRD結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)試驗鋼的奧氏體體積分?jǐn)?shù)為78.9%時，其抗拉強度最大、斷后伸長率最小，但試驗鋼的力學(xué)性能與奧氏體含量并不呈線性關(guān)系；Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si試驗鋼的奧氏體體積分?jǐn)?shù)為65.9%，但其斷后伸長率卻比奧氏體體積分?jǐn)?shù)為69.3%的Fe15Mn0.8C7Al3Si試驗鋼要高10%左右，所以奧氏體含量不是影響試驗鋼力學(xué)性能的唯一因素。Si在合金鋼中具有很強的固溶強化作用[11]，并且Si比Al對鐵素體母相起到固溶強化作用要強很多，F(xiàn)e15Mn0.8C7Al3Si比Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si多了2.5%的Si，由于Si的固溶強化作用，F(xiàn)e15Mn0.8C7Al3Si鋼在三種試驗鋼中的抗拉強度最大但斷后伸長率最小。綜上所述， 試驗鋼的力學(xué)性能由奧氏體含量和Si的固溶強化作用共同決定。

2.5 斷裂方式

三種試驗鋼的拉伸斷口形貌如圖6所示，F(xiàn)e15Mn0.8C9.5Al0.5Si和Fe15Mn0.8C8.5Al1.5-Si試驗鋼拉伸后，斷口處都產(chǎn)生了大量等軸韌窩，這是典型的塑性變形斷口形貌。Fe15Mn0.8ε-7Al3Si試驗鋼的斷后伸長率最小，其斷口上雖然含有一定數(shù)量的韌窩，但也存在大量的撕裂棱，而撕裂棱是準(zhǔn)解理斷裂的典型特征，這說明Fe15Mn0.8C7Al3Si試驗鋼在拉伸斷裂過程中，既存在韌性斷裂方式，又有脆性斷裂特征。Fe15Mn0.8C-Al-Si試驗鋼經(jīng)過1 100 ℃保溫1 h油冷處理后，當(dāng)Al、Si添加比例較大或較小時，其綜合力學(xué)性能會變差，只有當(dāng)Al、Si添加比例適當(dāng)時，試驗鋼才能達(dá)到最優(yōu)的力學(xué)性能。

圖6 試驗鋼拉伸斷口的SEM形貌

3 結(jié)論

(1)Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si、Fe15Mn0.8C-8.5Al1.5Si、Fe15Mn0.8C7Al3Si三種試驗鋼經(jīng)1 100 ℃固溶1 h油冷處理后，其組織均由奧氏體(A)+鐵素體(δ-F)+κ- 碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體(A)+鐵素體(δ- F)雙相組織，并且當(dāng)Al、Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為8.5%、1.5%時，試驗鋼中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)最多，達(dá)到78.9%。

(2)Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼的綜合力學(xué)性能最佳，其斷后伸長率為62.39%，抗拉強度為870.25 MPa，強塑積達(dá)到54 294.90 MPa%。

(3)當(dāng)只改變試驗鋼的Al、Si相對含量但熱處理方式相同時，試驗鋼的力學(xué)性能由奧氏體含量和Si的固溶強化作用共同決定，奧氏體的增加會提高試驗鋼的塑性，但降低其抗拉強度，而Si的增加則會提高試驗鋼的抗拉強度。

(4)三種試驗鋼在拉伸變形過程中均未發(fā)生馬氏體相變，其變形以位錯滑移機制為主。Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si、Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si試驗鋼拉伸后斷口出現(xiàn)大量韌窩，為韌性斷裂，F(xiàn)e15Mn0.8C7Al3Si試驗鋼的拉伸斷口存在大量撕裂棱以及少量韌窩，為韌脆混合斷裂。

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收修改稿日期：2016- 05- 10

Microstructure and Mechanical Properties of Hot Rolled Fe15Mn0.8C- Al- Si Light- Weight High Strength Steel

Yu Pengfei Hu Qianqian Xia Peikang 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 Fe15Mn0.8C- Al- Si hot- rolled steels were solution treated at 1 100 ℃ for 1 h then cooled in oil. The microstructure and mechanical properties of steels were investigated by using optical microscopy, tensile testing machine, X- ray diffraction(XRD) and scanning electronic microscopy(SEM). The results showed that the microstructure of the tested steel was composed of austenite(A) and ferrite(δ- F) after solid solution treatment. Especially, the highest austenite content of the Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si steel was up to 78%. There was no phase transformation during the deformation of the tested steel, and it was inferred from the SFE calculated results that the deformation was dominated by the dislocation slip mechanism. The Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si steel had the best comprehensive mechanical properties, with the elongation of 62.39%, tensile strength of 870.25 MPa and the product of strength and elongation of 54 294.90 MPa%. The fracture mode of the Fe15Mn0.8C9.5Al0.5Si and Fe15Mn0.8C8.5Al1.5Si steel were ductile fracture, while the Fe15Mn0.8C7Al3Si steel was ductile plus brittle mixed fracture.

Fe- Mn- C- Al- Si steel，light- weight high strength steel，microstructure，mechanical property

余鵬飛，男，從事汽車用先進(jìn)高強鋼組織與性能研究，Email：sdypfcj1@163.com,電話：18321766320

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