牛奕茗，張圣浩，張羽童，2，梁 平，張希哲，朱浩坤，2，丁 樺，2

（1.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819；2.遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，沈陽110819 ）

基于可持續(xù)發(fā)展的需求，節(jié)能環(huán)保已成為汽車行業(yè)重要的發(fā)展方向.為了提高燃油效率、降低二氧化碳排放量，輕量化已經(jīng)成為了汽車行業(yè)的發(fā)展趨勢［1］.目前實現(xiàn)汽車輕量化的途徑主要有兩種：一是采用以鋁合金為主的輕質(zhì)材料；二是采用高強度鋼，以降低鋼板厚度規(guī)格［2］.此外，另一種更具潛力的思路是向鋼中添加一定量的Al，Mn 等輕質(zhì)元素，開發(fā)集低密度與高強度于一身的Fe-Mn-Al-C 系輕質(zhì)鋼，在保證汽車結(jié)構(gòu)零件強度的基礎(chǔ)上，降低汽車的自重.添加的Al，Mn 等輕質(zhì)元素可使鋼的晶格常數(shù)增大，同時憑借其較低的原子量降低鋼的密度［3-4］.根據(jù)組織的不同，F(xiàn)e-Mn-Al-C 系輕質(zhì)鋼可分為四類：鐵素體鋼、鐵素體基雙相鋼、奧氏體基雙相鋼和奧氏體鋼［5］，其中奧氏體基雙相鋼最具發(fā)展?jié)摿εc研究價值.在全奧氏體鋼的孿晶誘發(fā)塑性鋼及高錳鋁鋼的基礎(chǔ)上，適當(dāng)降低Mn 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，得到含有鐵素體的奧氏體基雙相鋼，可以獲得更好的力學(xué)性能.這不僅可以降低生產(chǎn)成本，還為Fe-Mn-Al-C 系輕質(zhì)鋼的研究拓寬了思路［6］.

在以奧氏體為基體的雙相鋼中，鐵素體和奧氏體兩相的體積分?jǐn)?shù)、晶粒尺寸、元素分布及κ-碳化物的體積分?jǐn)?shù)、形態(tài)、分布等均會影響鋼的力學(xué)性能及變形機制［7］.因此，研究退火處理對熱軋輕質(zhì)鋼的組織及力學(xué)性能的影響，分析奧氏體、鐵素體及κ-碳化物的組織演變規(guī)律，可為制定Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼的形變熱處理工藝提供依據(jù).

1 實驗材料及方法

實驗鋼化學(xué)成分見表1.將鑄錠鍛造成70 mm厚的鍛坯，在1 200 ℃保溫2 h 后，熱軋至厚度為5 mm 的板材.將熱軋板材切成厚度為1 mm的薄板，分別在750，850，950，1 050 和1 150 ℃下保溫0.5 h 后水淬.采用光學(xué)數(shù)碼顯微鏡對試樣形貌進(jìn)行金相組織分析；采用掃描電鏡（SEM）對試樣形貌及沖擊斷口進(jìn)行分析；采用電子探針（EPMA）對實驗鋼成分進(jìn)行分析.采用電解拋光并腐蝕的方法制備用于金相顯微鏡（OM）及掃描電鏡觀察的試樣.電解拋光液成分為體積分?jǐn)?shù)15%的高氯酸酒精，拋光電壓為32 V，拋光時間為30 s.用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%的苦味酸甲醇溶液對電解拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時間約為13 s.采用X 射線衍射儀對不同退火溫度下試樣的相組成進(jìn)行分析.采用透射電子顯微鏡（TEM）對晶內(nèi)碳化物進(jìn)行觀察.TEM 試樣的制備工藝如下：將切割后的試樣依次在240＃，400＃，800＃，1 000＃，2 000＃砂紙上打磨至50 μm 厚，通過沖孔器獲得直徑為3 mm 的圓片試樣；使用電解雙噴減薄儀對試樣進(jìn)行減薄處理，電解雙噴液為體積分?jǐn)?shù)10%的高氯酸酒精，電解電壓為30 V，電解溫度為-25 ℃.對熱處理后的實驗鋼進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸速度為3 mm／min.根據(jù)最新國家標(biāo)準(zhǔn)GB／T 229—2020，將在950 ℃保溫0.5 h 后水淬的熱軋板制成V 形缺口沖擊試樣，規(guī)格為10 mm×10 mm×55 mm，中部開45°、深2 mm 的V 形缺口；在沖擊試驗機上進(jìn)行室溫及低溫沖擊試驗，試驗機擺錘能量為250 J，沖擊溫度為15，0，-10，-20，-30，-40，-50，-60，-70，-90，-120 ℃.

表1 實驗鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 實驗鋼組織演變

熱軋F(tuán)e-12Mn-8Al-0.8C 輕質(zhì)鋼在750～1 150 ℃退火后的XRD 結(jié)果如圖1 所示.實驗鋼在較低的750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，鋼內(nèi)部為奧氏體＋鐵素體＋κ-碳化物三相組織.在γ（200）和γ（220）峰的左側(cè)都出現(xiàn)κ-碳化物衍射峰［8］，但其強度較弱，說明含量（體積分?jǐn)?shù)）較少.隨著退火溫度升高至950～1 150 ℃，κ-碳化物逐漸溶解，其體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低.

圖1 實驗鋼不同溫度退火后的XRD 圖Fig.1 XRD patterns of the experimental steels annealed at different temperatures

實驗鋼不同溫度退火后的金相組織如圖2 所示.從圖2（a）（b）中可以看出，實驗鋼在750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，組織沿軋制方向呈現(xiàn)出明顯的帶狀分布.結(jié)合相圖分析可知，粗大的帶狀組織為奧氏體組織，細(xì)條狀的帶狀組織為δ-鐵素體組織.由圖2（c）（d）（e）可知，隨著退火溫度升高至950～1 150 ℃，奧氏體形態(tài)逐漸由條帶狀演變?yōu)榈容S狀，同時晶粒尺寸逐漸增大.

圖2 實驗鋼不同溫度退火后OM 形貌Fig.2 OM images of the experimental steels annealed at different temperatures

實驗鋼在不同溫度下退火后的SEM 顯微照片如圖3 所示.從圖3（a）中可以看出，在較低的溫度（750 ℃）退火時，實驗鋼組織內(nèi)部除奧氏體和δ-鐵素體外，還存在大量的κ-碳化物，根據(jù)形成方式和形貌可將其分為兩種類型.一種是在奧氏體／鐵素體相界面形成的不連續(xù)粒狀分布的κ-碳化物，尺寸較小，不足1 μm.這種κ-碳化物的形成原因是奧氏體中C，Mn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，鐵素體中Al 質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，因此合金元素在相界處的分布具有濃度梯度，為其形成提供了有利位置.另一種κ-碳化物呈片層狀，其由于退火促進(jìn)共析反應(yīng)（γ→α＋κ）而形成，形成過程與珠光體類似.片層狀的κ-碳化物和α 鐵素體依次交替呈片層狀分布在奧氏體基體中.當(dāng)退火溫度升高至850 ℃時，共析反應(yīng)的組織特征消失，但仍可觀察到存在于奧氏體和鐵素體兩相間的κ-碳化物存在，如圖3（b）所示.當(dāng)退火溫度升高至950～1 150 ℃時，相間κ-碳化物逐漸溶解在基體中，基體中只存在鐵素體和奧氏體組織，并且隨著退火溫度的升高，鐵素體逐漸由條帶狀轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒎植嫉牡容S狀，同時奧氏體晶粒尺寸明顯增大，如圖3（c）（d）（e）所示.

圖3 實驗鋼不同溫度退火后SEM 形貌Fig.3 SEM images of the experimental steels annealed at different temperatures

圖4 為在1 050 ℃退火0.5 h 的實驗鋼TEM照片，其中（a）為在明場下拍攝到的實驗鋼的照片，（b）為在（a）中標(biāo)記γ 的位置拍下的暗場像照片.從圖中可以看出，樣品衍射斑中出現(xiàn)有序的κ-碳化物的斑點，同時可以在暗場像中觀察到納米級晶內(nèi)κ-碳化物的析出，但析出量較少.

圖4 1 050 ℃-0.5 h 實驗鋼TEM 形貌Fig.4 TEM images of the experimental steels annealed at 1 050 ℃-0.5 h

2.2 實驗鋼的力學(xué)性能

圖5（a）為經(jīng)750～1 150 ℃退火處理0.5 h 后實驗鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線.隨著退火溫度的升高，實驗鋼屈服強度和抗拉強度逐漸降低，而伸長率則先增大后降低，并在950 ℃退火時得到最高的伸長率.在950 ℃退火0.5 h 時，實驗鋼綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳，抗拉強度為930 MPa，伸長率為35.48%，強塑積達(dá)到33 GPa·%.圖5（b）為經(jīng)不同溫度退火后實驗鋼的應(yīng)變硬化率曲線圖.由圖可知，不同退火溫度下實驗鋼應(yīng)變硬化率存在明顯差異.750 ℃-0.5 h 實驗鋼的應(yīng)變硬化率明顯高于其他溫度退火后的實驗鋼，尤其在變形初期階段，這與其組織的復(fù)雜性有關(guān).前已述及，750 ℃-0.5 h 實驗鋼組織內(nèi)部鐵素體與κ-碳化物體積分?jǐn)?shù)較高，這種軟相（奧氏體）＋硬相（鐵素體與κ-碳化物）的復(fù)相組織在單位體積內(nèi)形成了更多的相界面.在實驗鋼組織變形過程中，由于相間不相容性較大，相間的應(yīng)力較強，位錯在相界處高度集中，位錯密度增大，從而始終具有較高的應(yīng)變硬化能力，這一機理與鐵素體和馬氏體雙相鋼類似［9］.而隨著退火溫度的升高，鐵素體與κ-碳化物的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，相間的不相容性降低，因此實驗鋼應(yīng)變硬化率有所降低.此外，硬脆的κ-碳化物溶解于基體中，生成了納米級晶內(nèi)κ-碳化物.這種碳化物對位錯運動的阻礙較小，使位錯能夠得以切過.此時實驗鋼的應(yīng)變硬化過程表現(xiàn)得更為持續(xù)，伸長率也隨之增大.

圖5 實驗鋼不同溫度退火后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和應(yīng)變硬化率曲線Fig.5 Engineering stress-strain and strain hardening rate curves of the experimental steels annealed at different temperatures

沖擊韌性是材料強度和塑性的綜合體現(xiàn)，對綜合性能最優(yōu)的950 ℃-0.5 h 實驗鋼進(jìn)行沖擊試驗，結(jié)果如圖6 所示.

關(guān)于如何評定金屬材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，國家標(biāo)準(zhǔn)GB／T 229—2020 規(guī)定了三種方法，分別為能量法、側(cè)膨脹值法及斷口形貌法.本研究采用能量法對950 ℃-0.5 h 實驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)行測定.

根據(jù)能量法要求，將沖擊曲線的上階能和下階能的平均值所對應(yīng)的溫度作為材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度.結(jié)合圖6 可知，試樣的下階能約為6 J，上階能約為68 J，二者平均值所對應(yīng)的溫度在-40 ℃左右.

圖6 950 ℃-0.5 h 實驗鋼沖擊功-溫度曲線Fig.6 Impact energy vs temperature curve of the 950 ℃-0.5 h steels

圖7 為950 ℃-0.5 h 實驗鋼在不同沖擊溫度下微觀斷口形貌，從圖中可以清楚地看到，在沖擊溫度為15 ℃時，沖擊斷口布滿了韌窩且韌窩較深；當(dāng)溫度為-40 ℃時，雖然仍有韌窩存在，但也有脆性斷裂的特征；當(dāng)沖擊溫度降到-70 ℃時，斷口已出現(xiàn)明顯的解理特征，此時實驗鋼已經(jīng)完全處于脆性斷裂狀態(tài).

圖7 950 ℃-0.5 h 實驗鋼不同沖擊溫度下微觀斷口形貌Fig.7 Microscopic fracture morphology of the 950 ℃-0.5 h steels under different impact temperatures

3 結(jié)論

（1）熱軋F(tuán)e-12Mn-8Al-0.8C 輕質(zhì)鋼在750 ℃和850 ℃退火時，得到由奧氏體＋鐵素體＋κ-碳化物組成的三相組織；隨著退火溫度的升高，κ-碳化物溶解在基體中，奧氏體晶粒逐漸長大.

（2）隨著退火溫度的升高，F(xiàn)e-12Mn-8Al-0.8C 輕質(zhì)鋼的屈服強度和抗拉強度逐漸降低，伸長率則表現(xiàn)出先增大后降低的趨勢；在950 ℃退火0.5 h 時其力學(xué)性能最佳，抗拉強度為930 MPa，伸長率為35.48%，強塑積達(dá)到33 GPa·%.

（3）經(jīng)不同溫度退火后的實驗鋼應(yīng)變硬化行為有所差異，這與其組織組成有關(guān).750 ℃退火0.5 h 的實驗鋼具有鐵素體＋κ-碳化物體積分?jǐn)?shù)較高的復(fù)相組織，相間不相容性較大，加工硬化能力較高.隨著退火溫度的升高，鐵素體與κ-碳化物的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，相間不相容性降低，這使實驗鋼應(yīng)變硬化率降低，但應(yīng)變硬化行為表現(xiàn)得更為持續(xù).

（4）隨著沖擊溫度的降低，950 ℃退火實驗鋼的斷裂方式由韌性斷裂逐漸轉(zhuǎn)變成脆性斷裂，沖擊功也明顯下降，通過能量法確定其韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為-40 ℃.