陳興品,1,李文佳1,任平1,曹文全2,劉慶1

Fe-Mn-Al-C低密度鋼具有高強(qiáng)度、高韌性、抗沖擊、耐蝕性以及與傳統(tǒng)鋼相比更低的密度等諸多優(yōu)點(diǎn)，成為未來汽車用鋼的優(yōu)良材料，是汽車輕量化的重要研發(fā)方向[1,2,3,4,5,6]。對(duì)于傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼，零件尺寸的減少將不能保證剛度，而Fe-Mn-Al-C低密度鋼既能在減重的同時(shí)不損失材料的剛度，又能滿足汽車用材料所需的高性能[7,8,9]。這類鋼的研究始于1933年，Korter和Ton首次提出了Fe-Mn-Al-C系鋼：在高錳鋼的基礎(chǔ)上通過添加輕元素Al和C而發(fā)展出來的派生鋼[10,11]。輕元素的加入擴(kuò)大了鋼的晶格常數(shù)，同時(shí)憑借低的原子量降低了鋼的密度。因此，了解Fe-Mn-Al-C系合金鋼中主要元素的作用對(duì)于設(shè)計(jì)出性能更優(yōu)越的合金有著非常重要的意義。Fe-Mn-Al-C鋼主要合金元素為Mn、Al、C，元素之間的相互作用構(gòu)成了對(duì)Fe-Mn-Al-C鋼性能的綜合影響。其中，C元素作為奧氏體穩(wěn)定化元素，可以擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，提高奧氏體的穩(wěn)定性。同時(shí)作為固溶原子，C在鋼中起到固溶強(qiáng)化的作用，可以提高鋼的強(qiáng)度。據(jù)文獻(xiàn)[12]報(bào)道，每添加0.1%的C (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，鋼的屈服強(qiáng)度增加30~40 MPa。C元素以(Fe, Mn)3AlCx碳化物(κ′碳化物)的形式在晶內(nèi)析出時(shí)，可以改善Fe-Mn-Al-C鋼的綜合力學(xué)性能，但在晶界處析出時(shí)則會(huì)惡化性能[11,12,13,14]，因此控制C元素的含量對(duì)優(yōu)化鋼的綜合力學(xué)性能十分重要。研究[15,16,17,18,19,20]表明，C含量不同，κ′碳化物的形成機(jī)理也不同。當(dāng)C元素含量小于1.3%時(shí)，高錳奧氏體鋼只能在時(shí)效后觀察到納米級(jí)κ′碳化物；當(dāng)C元素含量大于1.3%時(shí)，高錳奧氏體鋼在淬火過程中會(huì)通過調(diào)幅分解的方式析出納米級(jí)κ′碳化物，其性能也得以優(yōu)化，但是當(dāng)C含量過高時(shí)，也會(huì)對(duì)鋼的性能產(chǎn)生不利影響[21]。因此，系統(tǒng)地研究C含量對(duì)高錳奧氏體鋼組織和性能的影響規(guī)律非常重要，但目前相關(guān)的研究報(bào)道還很少。Seol等[22]研究了C含量對(duì)奧氏體與馬氏體Fe-17Mn-C雙相鋼組織與性能的影響，討論了C含量的變化對(duì)奧氏體與馬氏體的相變行為的影響，但是在更高含量的Mn和C添加時(shí)，鋼的變形機(jī)制則不再是相變誘發(fā)塑性(TRIP)效應(yīng)。Sutou等[23]研究C元素添加對(duì)Fe-20Mn-10Al-xC合金組織與性能的影響，證明了隨著C含量的增加，合金硬度、強(qiáng)度都隨之增加，而延伸率和密度則相應(yīng)降低。Ding等[24]研究了C添加對(duì)Fe-18Mn-10Al-xC拉伸行為的影響，結(jié)果表明隨著C含量增加，合金組織由鐵素體與奧氏體雙相演變成奧氏體加κ′碳化物，強(qiáng)度和延伸率也伴隨著C含量增加而增加。但是在更高M(jìn)n添加條件下，C含量對(duì)高錳鋼的組織和性能的影響規(guī)律還鮮有探究。

本實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)了4種C含量的Fe-30Mn-10Al-xC鋼，采用掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)、X射線衍射(XRD)技術(shù)和萬能試驗(yàn)機(jī)等分析方法，研究不同C含量的Fe-30Mn-10Al-xC鋼的組織和力學(xué)性能演變規(guī)律。

1實(shí)驗(yàn)方法

采用真空感應(yīng)熔煉獲得50 kg的鋼錠，該鋼錠長(zhǎng)400 mm，大頭直徑為150 mm，小頭直徑為100 mm。隨后，鑄錠在900~1100 ℃下經(jīng)雙級(jí)熱鍛工藝處理被鍛造為直徑60 mm的圓鋼，圓鋼經(jīng)1150 ℃、1 h均勻化處理后空冷至室溫。材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Mn 30.0，Al 10.0，Mo 0.50，Ti 0.20，Nb 0.15，Cx(x=0.53、0.72、1.21、1.68)，F(xiàn)e余量。

取4種成分的實(shí)驗(yàn)用鋼，選取固定的固溶參數(shù)1200 ℃、2 h，經(jīng)固溶處理后快速水淬，研究不同C含量對(duì)實(shí)驗(yàn)用鋼組織演變和性能的影響。

本實(shí)驗(yàn)通過MIRA3 SEM與TECNAI G2F20 TEM進(jìn)行微觀組織觀察，并通過DMAX-2500PC XRD進(jìn)行物相分析。拉伸實(shí)驗(yàn)在AG-X50KN通用拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)操作按照GB/T228-2010執(zhí)行，應(yīng)變速率10-3s-1，拉伸試樣尺寸的平行段長(zhǎng)度為16 mm，寬度為4 mm，厚1.8 mm。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1C含量對(duì)組織演變的影響

圖1為不同C含量的實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)1200 ℃、2 h固溶水淬后的EBSD圖。其中藍(lán)色代表奧氏體相，綠色代表鐵素體相，紅色線為孿晶界，黑色線為大角度晶界。從圖1可見，當(dāng)C含量較低時(shí)，為鐵素體+奧氏體雙相組織。隨著C含量的增加，鐵素體含量不斷減少，而奧氏體含量不斷增加。當(dāng)C含量高于1.21%時(shí)，鋼的相組成由鐵素體+奧氏體雙相轉(zhuǎn)變?yōu)閱我粖W氏體相組織，說明C含量的增加提高了奧氏體相的穩(wěn)定性，同時(shí)抑制了鐵素體相的形成。另外，在奧氏體中含有一定量的退火孿晶，且單相鋼中的退火孿晶含量高于雙相鋼。實(shí)驗(yàn)用鋼中相含量與晶粒尺寸的統(tǒng)計(jì)(含孿晶界)見表1，可見由于孿晶對(duì)晶粒的細(xì)化作用導(dǎo)致單相鋼的平均晶粒尺寸略小于雙相鋼。

圖1

圖1不同C含量實(shí)驗(yàn)用鋼的EBSD圖

Fig.1EBSD showing microstructure of the experimental steels with different C contents

(a) 0.53%C (b) 0.72%C (c) 1.21%C (d) 1.68%C

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表1實(shí)驗(yàn)用鋼的相含量與晶粒尺寸

Table 1Phase fraction and grain size of the experimental steels

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研究[15,16,17,18,19,20]表明，C含量大于1.3%的高錳奧氏體鋼在固溶后淬火過程中析出納米級(jí)κ′碳化物，能夠優(yōu)化鋼的性能。但是由于SEM難以清楚表征更精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)，故本工作采用TEM觀察含C量為1.68%的實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)過固溶水淬后的微觀組織，結(jié)果如圖2所示。圖2a是TEM明場(chǎng)像，圖2b是對(duì)應(yīng)的電子衍射花樣標(biāo)定，電子束的入射方向?yàn)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">Z[001]。可以看出，高密度的第二相彌散分布于奧氏體基體相上。圖2b中除了奧氏體基體的衍射斑外，還有微弱的超點(diǎn)陣衍射斑點(diǎn)，經(jīng)標(biāo)定此為κ'碳化物的衍射斑，這些納米尺寸的κ'碳化物是在淬火過程中通過調(diào)幅分解形成的。這說明含C量為1.68%的實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)過固溶水淬后已經(jīng)析出了納米級(jí)的κ′碳化物。

圖2

圖2含C量為1.68%的實(shí)驗(yàn)用鋼的TEM像及選區(qū)電子衍射花樣

Fig.2TEM image (a) and corresponding selected area electron diffraction pattern (b) of 1.68%C steel

為了進(jìn)一步探究實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)固溶水淬后的微觀結(jié)構(gòu)演變規(guī)律，采用XRD對(duì)不同C含量的實(shí)驗(yàn)用鋼進(jìn)行物相分析。從圖3a可以看出，4種C含量的鋼都有明顯的奧氏體衍射峰。當(dāng)C含量降低至0.72%時(shí)，出現(xiàn)了鐵素體的衍射峰，表明此時(shí)為奧氏體/鐵素體雙相組織。此外，隨著C含量的降低，鐵素體的衍射峰增強(qiáng)，表明鐵素體的含量增加，這與圖1的EBSD結(jié)果一致。圖3b是圖3a的局部放大圖。可以看出，隨著C含量的增加，奧氏體(111)衍射峰左移，鐵素體的衍射峰位置不變。根據(jù)Bragg衍射方程，晶格常數(shù)隨著2θ角度減小而增大。因此，隨著C含量的增加，奧氏體的晶格常數(shù)逐漸增加，而鐵素體的晶格常數(shù)保持不變，具體數(shù)值見表2。奧氏體晶格常數(shù)的改變與合金元素的含量和偏聚有關(guān)，尤其是C含量的變化。可以推測(cè)，隨著C含量的增加，鐵素體中的固溶C原子濃度基本沒有發(fā)生變化，而奧氏體中固溶C原子濃度逐漸增加。

圖3

圖3不同C含量實(shí)驗(yàn)用鋼的XRD譜

Fig.3XRD spectra (a) and a partial enlarged figure (b) of the experimental steels with different C contents

表24種C含量實(shí)驗(yàn)用鋼的XRD實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)

Table 2Experimental data obtained from the X-ray diffraction profiles of the present four steels

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2.2C含量對(duì)力學(xué)性能的影響

圖4是4種不同C含量的實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)過1200 ℃、2 h固溶加水淬后的室溫拉伸曲線及力學(xué)性能。從圖4a和c可以看出，當(dāng)C含量低于1.21%時(shí)，隨著C含量的增加，強(qiáng)度和塑性均增加，其中，雙相鋼的強(qiáng)度隨C含量的變化不明顯；當(dāng)C含量高于1.21%時(shí)，鋼的塑性隨著C含量的增加明顯降低，而強(qiáng)度則顯著提高，且屈服強(qiáng)度的提高幅度大于抗拉強(qiáng)度，說明過高的C含量降低了鋼的應(yīng)變強(qiáng)化能力。

圖4

圖4不同C含量實(shí)驗(yàn)用鋼的拉伸曲線及力學(xué)性能

Fig.4Tensile test results of the experimental steels with different C contents (a) engineering stress-strain curves (b) true stress-strain (σ-ε) curves and the corres-ponding strain hardening rate (dσ/dε-ε) curves (c) mechanical properties of the four steels

此外，通過真應(yīng)力-應(yīng)變曲線及其對(duì)應(yīng)的加工硬化曲線(圖4b)可知，單、雙相鋼的加工硬化速率曲線存在顯著的區(qū)別。其中，雙相鋼的加工硬化速率呈單調(diào)下降趨勢(shì)，且隨著C含量的增加加工硬化率略微增加；而單相鋼的加工硬化速率呈典型的駝峰狀[15]，即先快速下降然后緩慢上升最后下降，且隨著C含量的增加鋼的加工硬化能力降低。單相鋼和雙相鋼加工硬化率的區(qū)別表明單、雙相鋼分別對(duì)應(yīng)不同的應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制。

2.2.1 雙相鋼的力學(xué)行為

為了探究雙相鋼的變形行為和應(yīng)變強(qiáng)化機(jī)制，通過EBSD數(shù)據(jù)，統(tǒng)計(jì)分析了0.53%C實(shí)驗(yàn)用鋼拉伸前后晶粒形貌的變化，如圖5所示。晶粒的不同顏色代表不同的長(zhǎng)寬比(數(shù)值1~5)，數(shù)值越大代表晶粒長(zhǎng)寬比越大(見圖5右上)。可以看出，變形前晶粒大部分長(zhǎng)寬比較小，晶粒顏色趨向于藍(lán)色；變形后晶粒長(zhǎng)寬比較大，顏色趨向于紅色。

圖5

圖5含C量為0.53%的實(shí)驗(yàn)用鋼中奧氏體與鐵素體兩相變形前后的EBSD圖

Fig.5EBSD maps of austenite (a, c) and ferrite (b, d) in the 0.53%C steel before (a, b) and after (c, d) deformation (The numbers 1~5 indicate the aspect ratios of the grains)

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為了更準(zhǔn)確地分析奧氏體與鐵素體晶粒形貌的變化，基于圖5，進(jìn)一步從數(shù)值上統(tǒng)計(jì)了各個(gè)晶粒的長(zhǎng)寬比分布α，根據(jù)公式[25]：$?$=(2/3)lnα，計(jì)算出各個(gè)晶粒內(nèi)部的真應(yīng)變ε。圖6是變形前后所有單個(gè)晶粒真應(yīng)變的分布圖。變形前，鐵素體和奧氏體晶粒對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)變近似為0，且其平均真應(yīng)變分別為0.22與0.24。變形后晶粒應(yīng)變峰值向高應(yīng)變偏移，近似為正態(tài)分布。此外，鐵素體峰值處的真應(yīng)變比奧氏體的小，其平均真應(yīng)變分別為0.52與0.60。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，鐵素體在變形前后真應(yīng)變變化了0.30，奧氏體在變形前后真應(yīng)變變化了0.36。材料的總應(yīng)變與各組成相的應(yīng)變的關(guān)系可以用下式來表示[26]：

${?}_{\mathrm{T}}={?}_{?}{?}_{?}+{?}_{?}{?}_{?}$(1)

圖6

圖6含C量為0.53%的鋼變形前后單個(gè)晶粒真應(yīng)變的分布圖

Fig.6Distributions of true strain in each grain of 0.53%C steel before (a) and after (b) deformation

式中，εT、εγ和εα分別為鋼的總真應(yīng)變、奧氏體平均真應(yīng)變和鐵素體平均真應(yīng)變，fγ和fα分別為奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和鐵素體的體積分?jǐn)?shù)。

由式(1)計(jì)算出鋼的總真應(yīng)變?yōu)?.32，與實(shí)驗(yàn)測(cè)得的材料的真應(yīng)變0.33近似相等(圖4b)，說明采用上述方法分別統(tǒng)計(jì)分析奧氏體與鐵素體晶粒的變形量是合理的。此結(jié)果表明，雙相鋼中奧氏體的應(yīng)變協(xié)調(diào)能力高于鐵素體，在拉伸變形過程中應(yīng)變主要集中于奧氏體。換言之，雙相鋼中鐵素體的強(qiáng)度高于奧氏體，而加工硬化能力主要源于奧氏體，與文獻(xiàn)[27]的研究結(jié)果一致。因此，隨著C含量的增加，奧氏體含量增加，加工硬化能力增強(qiáng)，最終導(dǎo)致塑性增加。

此外，隨著C含量的增加，強(qiáng)度較高的鐵素體的含量逐漸減少，使合金強(qiáng)度降低；另一方面奧氏體的晶格畸變隨固溶C原子濃度的增加而增加，提升了奧氏體的流變應(yīng)力，又使合金強(qiáng)度得以增強(qiáng)。在這兩方面的綜合作用下，材料的強(qiáng)度略微增加。因此，在鐵素體和奧氏體雙相區(qū)，提高C含量可以提高鋼的塑性，但對(duì)鋼的強(qiáng)度影響不大。

2.2.2 單相奧氏體鋼的力學(xué)行為

對(duì)于單相實(shí)驗(yàn)用鋼，當(dāng)C含量從1.21%增加到1.68%時(shí)，奧氏體單相鋼的屈服強(qiáng)度從600 MPa提高到966 MPa，即每增加0.1%C，屈服強(qiáng)度提高78 MPa左右，這遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于C原子固溶強(qiáng)化對(duì)鋼屈服強(qiáng)度影響的報(bào)道(30~40 MPa)[12]。

對(duì)于本研究中C含量為1.68%的實(shí)驗(yàn)用鋼，經(jīng)固溶水淬后產(chǎn)生了大量細(xì)小彌散分布的κ′碳化物，這些κ′碳化物都是納米級(jí)的且與基體完全共格(圖2)，大大提高了鋼的屈服強(qiáng)度。因此，對(duì)于C含量為1.68%的實(shí)驗(yàn)用鋼，除了固溶強(qiáng)化作用外還有額外的κ′碳化物析出強(qiáng)化效應(yīng)，這二者的共同作用導(dǎo)致材料的強(qiáng)度大幅提高。另一方面，κ′碳化物的析出會(huì)減弱動(dòng)態(tài)滑移帶細(xì)化的加工硬化機(jī)制[4]，導(dǎo)致加工硬化能力下降，從而降低材料的塑性(圖4)。因此，對(duì)于單相奧氏體實(shí)驗(yàn)用鋼，提高C含量可以顯著提高鋼的強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致塑性明顯降低。

3結(jié)論

(1) 隨著C含量的增加，低密度鋼的組織由奧氏體與鐵素體雙相組織演變?yōu)閵W氏體單相組織，鋼的強(qiáng)度不斷增加，而延伸率則先增加后減小。

(2) 對(duì)于雙相低密度鋼，隨著C含量的增加，奧氏體含量增加，延展性明顯增加，強(qiáng)度略微增加；雙相鋼中奧氏體的應(yīng)變協(xié)調(diào)能力高于鐵素體，加工硬化能力主要源于奧氏體。

(3) 對(duì)于單相奧氏體鋼，隨著C含量的增加，屈服強(qiáng)度明顯增加，但延展性變差，加工硬化能力顯著降低，這是由于鋼中κ′碳化物的析出造成的。

來源--金屬學(xué)報(bào)