孟靜竹， 劉仁東， 郭金宇， 徐榮杰， 王科強(qiáng)， 潘 勇

(1. 鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院， 遼寧 鞍山 114001；2. 東北特殊鋼集團(tuán)股份有限公司， 遼寧 大連 116105)

近年來，人們對環(huán)境的保護(hù)更加重視，對汽車節(jié)能減排要求更加嚴(yán)格。而使用輕量化材料能夠有效減輕車身質(zhì)量，從而達(dá)到節(jié)能減排的目的。輕質(zhì)高強(qiáng)鋼是近年來汽車用鋼節(jié)能減排發(fā)展的主要方向[1-3]，F(xiàn)e-Mn-Al-C系鋼集高強(qiáng)度、高韌性、低密度、抗沖擊、耐蝕性能等優(yōu)點(diǎn)于一身，較高的Mn、Al、C等輕質(zhì)合金含量在保證其優(yōu)良的成形性能和抗碰撞性能的前提下，將鋼板的密度降低到6.5～7.0 g/cm3。相比傳統(tǒng)高強(qiáng)鋼，其減量效果明顯，滿足輕量化設(shè)計(jì)要求[4]。但是在生產(chǎn)過程發(fā)現(xiàn)Fe-Mn-Al-C系鋼容易出現(xiàn)開裂的問題，如圖1所示。經(jīng)過研究，發(fā)現(xiàn)開裂主要是由于鋼中含鋁碳化物(Fe，Mn)3AlCx—K碳化物的原因[5-8]。一般來說，K碳化物的析出有助于提高奧氏體鋼的強(qiáng)度，但是會使鋼的加工硬化率和斷后伸長率降低[9]。研究Fe-Mn-Al-C系鋼中含鋁碳化物的析出規(guī)律以及其對性能的影響，能夠?yàn)楹罄m(xù)制定相應(yīng)的生產(chǎn)工藝提供依據(jù)。

圖1 Fe-Mn-Al-C鋼在生產(chǎn)中出現(xiàn)的開裂情況

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼為熱軋態(tài)的Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼鋼板，化學(xué)成分如表1所示。采用真空熔煉爐制備3種成分的輕質(zhì)鋼鋼錠，每個鋼錠質(zhì)量為80 kg，尺寸為450 mm×150 mm×150 mm。將鋼錠加熱到1250 ℃，保溫2 h，然后進(jìn)行軋制，初軋溫度為1100 ℃，終軋溫度為950 ℃，成品為4 mm厚的熱軋板。將不同Al含量的輕質(zhì)鋼升溫到全奧氏體區(qū)溫度保溫1 h，分別水冷(WC)、空冷(AC)和爐冷(FC)到室溫，研究冷卻速率對碳化物析出的影響。再將一部分水冷后的不同Al含量的輕質(zhì)鋼分別升溫到700、800和900 ℃，保溫6 h，之后水冷到室溫，研究加熱溫度對碳化物析出的影響。利用Z100電子拉伸試驗(yàn)機(jī)測量力學(xué)性能，試樣尺寸采用GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》中矩形橫截面非比例試樣A50mm標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)拉伸試樣。采用 Axiovert200型光學(xué)顯微鏡觀察熱軋后的顯微組織，金相試樣需經(jīng)砂紙打磨和機(jī)械拋光。采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，采用QUANT400 掃描電鏡觀察試驗(yàn)鋼的組織形貌，并利用EPMA-1610電子探針儀器進(jìn)行成分分析。使用XPERT PRO型X射線衍射儀(Co靶)分析試驗(yàn)鋼的相組成[10]。采用FV-300維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測量，載荷砝碼為50 g，保荷時間為12 s。

表1 不同Al含量輕質(zhì)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 影響含鋁碳化物-K相析出的因素

2.1.1 化學(xué)成分

熱軋后不同Al含量的輕質(zhì)鋼顯微組織如圖2所示。3Al輕質(zhì)鋼的組織為塊狀的全奧氏體組織，6Al和9Al輕質(zhì)鋼為奧氏體+鐵素體雙相組織，圖2中白色的長條狀組織為鐵素體，深色的組織為奧氏體。由于鋼中添加了較多的Al元素，Al元素聚集在鐵素體中，形成了長條狀的δ-鐵素體。

圖2 不同Al含量熱軋態(tài)輕質(zhì)鋼的顯微組織

選取成分為3Al、6Al和9Al輕質(zhì)鋼進(jìn)行試驗(yàn)，通過組織觀察及X射線衍射圖譜分析得出，只有9Al輕質(zhì)鋼中析出了含鋁碳化物，如圖3所示，這是由于Al元素是能夠擴(kuò)大鐵素體區(qū)的元素，Al元素集中在鐵素體中，固溶飽和后才會在碳化物中聚集，形成含鋁化合物K相。K相是立方結(jié)構(gòu)，類似于單質(zhì)鋁的面心立方結(jié)構(gòu)，六面體立方單元上是Al原子占據(jù)頂角位置，F(xiàn)e和Mn原子占據(jù)6個面心的位置，不同于面心立方結(jié)構(gòu)的是C原子占據(jù)立方結(jié)構(gòu)的中心位置[11]，如圖4(a)所示。所以K相既不同于面心立方也不同于體心立方結(jié)構(gòu)，稱之為立方結(jié)構(gòu)，化學(xué)式為(FeMn)3AlC。在透射電鏡下，K相的形態(tài)如圖4(b)所示，K相出現(xiàn)在奧氏體邊界上。對K相進(jìn)行結(jié)構(gòu)標(biāo)定，通過Patterson方程[12]進(jìn)行K相晶格常數(shù)的計(jì)算，得出a0=0.428，計(jì)算的結(jié)果與X射線衍射測量得出的晶格常數(shù)相符。所以只有當(dāng)Al含量大于某一個值后，鋼中才會出現(xiàn)含鋁化合物的析出。

圖3 不同Al含量熱軋態(tài)輕質(zhì)鋼的X射線衍射圖譜

圖4 熱軋態(tài)輕質(zhì)鋼中K相結(jié)構(gòu)示意圖(a)及透射電鏡下的K相結(jié)構(gòu)(b)

2.1.2 冷卻速率

K相的形成需要相對長的時間，在實(shí)驗(yàn)室中將同一成分的輕質(zhì)鋼加熱到1150 ℃全奧氏體區(qū)，采用水冷、空冷和爐冷的冷卻方式將試樣冷卻到室溫，水冷用時20 s，空冷用時5 min，爐冷用時16 h，計(jì)算冷卻速率，使用公式為：冷卻速率=加熱溫度/冷卻時間，得出結(jié)果：水冷速率=57.5 ℃/s，空冷速率=3.833 ℃/s，爐冷速率=0.020 ℃/s。然后進(jìn)行組織觀察，如圖5所示，9Al輕質(zhì)鋼WC和AC后的組織為奧氏體+鐵素體，9Al輕質(zhì)鋼FC后的組織為奧氏體+鐵素體+K相。只有爐冷的冷卻方式下K相才會析出，水冷和空冷下都沒有K相析出，所以在生產(chǎn)過程中采用較快的冷卻方式即可避免K相的析出。通過光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡進(jìn)一步觀察，可以在放大倍數(shù)較大的情況下清晰地觀察到K相的析出，如圖6所示，在奧氏體和鐵素體交界處，沿著奧氏體晶界析出的棒狀組織即為K相。

圖5 經(jīng)1150 ℃保溫1 h且以不同方式冷卻后9Al輕質(zhì)鋼的顯微組織

圖6 經(jīng)1150 ℃保溫1 h，爐冷后9Al輕質(zhì)鋼中K相的形貌

2.1.3 加熱溫度

K相嚴(yán)重影響著輕質(zhì)鋼的力學(xué)性能，通過研究發(fā)現(xiàn)，在高Al和超高Al的輕質(zhì)鋼中，若采用較慢的冷卻方式，讓Al元素在鋼中有足夠的時間進(jìn)行擴(kuò)散，K相會一直存在，為了消除鋼中對力學(xué)性能造成惡劣影響的K相，需要研究K相是否可以消除以及消除的條件。圖7是使用Thermal-Calc軟件模擬的平衡相圖，從計(jì)算結(jié)果來看，3Al輕質(zhì)鋼中在740 ℃附近碳化物全部消失，6Al和9Al輕質(zhì)鋼中在760 ℃附近碳化物不再析出，然而實(shí)際在鋼中不存在理想的平衡態(tài)，所以以計(jì)算結(jié)果作為試驗(yàn)參數(shù)制定的依據(jù)，通過試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證。試驗(yàn)選擇的起始溫度為700 ℃，試驗(yàn)溫度間隔為100 ℃，在加熱溫度為900 ℃時，發(fā)現(xiàn)沒有K相的析出，如圖8所示，通過對比可知，K相的溶解溫度約為900 ℃。這是由于隨著加熱溫度的升高，C元素和Mn元素在奧氏體相中溶解度變大，Al元素在鐵素體相中溶解度變大，K相不斷溶解，從粗大的短棒狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙?，最后全部消失?/p>

圖7 不同Al含量輕質(zhì)鋼的熱力學(xué)平衡相圖

圖8 在不同加熱溫度保溫6 h水冷后9Al輕質(zhì)鋼的顯微組織

2.2 K相的析出對輕質(zhì)鋼性能的影響

2.2.1 拉伸性能

通過對不同冷卻方式下不同Al含量輕質(zhì)鋼的力學(xué)性能進(jìn)行對比分析，結(jié)果如圖9所示，發(fā)現(xiàn)當(dāng)沒有碳化物析出時，輕質(zhì)鋼的伸長率變化不大，最大波動范圍為10%左右，但是當(dāng)鋼中析出碳化物時，鋼的塑性急劇下降，這是由于在奧氏體邊界上析出的粗大的碳化物脆化了晶界，使鋼中硬相與軟相間的變形不均勻，使鋼的塑性降低。再對不同加熱溫度下的輕質(zhì)鋼拉伸性能進(jìn)行對比，結(jié)果如圖10所示。有粗大的K相析出時，輕質(zhì)鋼的拉伸過程中發(fā)生脆性斷裂，當(dāng)K相的含量及尺寸減小時，鋼的塑性有所回升，而當(dāng)沒有K相析出時，輕質(zhì)鋼的塑性達(dá)到最高。

圖9 經(jīng)1150 ℃保溫1 h且以不同方式冷卻后不同Al含量輕質(zhì)鋼的伸長率

圖10 不同加熱溫度保溫6 h水冷后9Al輕質(zhì)鋼的拉伸性能

2.2.2 硬度

不同熱處理?xiàng)l件下9Al輕質(zhì)鋼的顯微硬度如表2所示。由于K相的生成位置導(dǎo)致不能單獨(dú)測量鐵素體的硬度，所以當(dāng)有K相生成時，測量硬度為K+α相的綜合硬度。由表2數(shù)據(jù)分析可以看出，爐冷后K相的含量大，硬度高。由表2可以看出，K相硬度最高，鐵素體硬度高于奧氏體硬度，在輕質(zhì)鋼中奧氏體為軟相，主要提供塑性，鐵素體為硬相，主要提供強(qiáng)度，輕質(zhì)鋼的高強(qiáng)度和高韌性是通過鋼中硬相與軟相的相互配合而得到的，當(dāng)出現(xiàn)K相這種脆硬相，硬度很高，但塑性極差，在變形過程中會阻礙晶粒的變形，會導(dǎo)致變形不均勻而降低塑性。

表2 不同熱處理?xiàng)l件下9Al輕質(zhì)鋼中各相的硬度值(HV0.05)

2.3 K相的析出位置特點(diǎn)

通過微觀組織觀察，可以發(fā)現(xiàn)K相主要沿著奧氏體晶界在鐵素體上生長，使用電子探針對1150 ℃全奧氏體區(qū)保溫1 h爐冷后的9Al輕質(zhì)鋼中C、Mn、Si、Al各元素的分布進(jìn)行研究，結(jié)果如圖11所示，發(fā)現(xiàn)C元素主要集中在奧氏體邊界析出的碳化物中，還有一部分集中在奧氏體中，但奧氏體中的碳含量遠(yuǎn)小于碳化物中碳含量，Si元素呈彌散狀態(tài)分布在輕質(zhì)鋼中，但在奧氏體邊界上的碳化物中并沒有檢測到Si元素，Mn元素集中在碳化物中，彌散分布在奧氏體中，Al元素比較集中出現(xiàn)在鐵素體及碳化物中，在奧氏體中相對貧乏。這是由于K相中富集了C、Mn和Al元素，而C和Mn元素是穩(wěn)定奧氏體的元素，Al是穩(wěn)定鐵素體的元素，所以在元素?cái)U(kuò)散的過程中，碳化物首先在C和Mn元素較聚集的奧氏體邊界上形核，隨著Al元素的不斷擴(kuò)散，K相不斷向鐵素體方向長大，形成K碳化物。

圖11 經(jīng)1150 ℃保溫1 h爐冷后9Al輕質(zhì)鋼中的元素分布

3 結(jié)論

1) Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼中的Κ相是立方結(jié)構(gòu)的碳化物，化學(xué)式為(FeMn)3AlC，K相中富鋁、錳、碳，沿著奧氏體晶界上析出，影響輕質(zhì)鋼的力學(xué)性能，主要對伸長率有嚴(yán)重的影響。

2) Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼中Κ相的生成需要相對長的時間，冷卻速度越快，化合物生成難度越大，越不容易析出。Al含量需要達(dá)到一定的量才會析出Κ相。

3) Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼中Κ相在900 ℃以下析出，在奧氏體與鐵素體邊界上沿奧氏體晶界析出，呈短棒狀。隨著加熱溫度的升高，碳化物呈球狀，到900 ℃時完全消失，不析出碳化物Κ相。晶界上析出的Κ相數(shù)量及尺寸越小，伸長率越高。

4) 為了避免粗大的碳化物在生產(chǎn)過程中出現(xiàn)，對輕質(zhì)鋼的性能產(chǎn)生惡劣的影響，在生產(chǎn)中，應(yīng)采用冷卻速率大于4 ℃/s以及900 ℃以上的熱處理工藝來避免粗大的K相在鋼中析出。