淬火-回火熱處理對(duì)超高強(qiáng)Fe-Mn-Al-C合金鋼組織與力學(xué)性能影響研究

吳錚錚 ，趙劍飛，周乃鵬，羅小兵

（1.海裝裝備項(xiàng)目管理中心，北京 100071；2.鋼鐵研究總院工程用鋼研究所，北京 100081）

近年來，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼由于兼具超高強(qiáng)度和可觀的塑性而被廣泛關(guān)注［1-5］，其優(yōu)異的強(qiáng)韌性可以應(yīng)用于輕質(zhì)汽車以及其他交通工具上。對(duì)于Fe-Mn-Al-C系合金鋼，在鋼中添加較高含量的Al等元素可降低鋼的密度，同時(shí)利用Mn等元素優(yōu)化組織性能，可以使之具有較高的強(qiáng)度和良好的塑性，因而具有良好的輕量化應(yīng)用前景［6］。常見的Fe-Mn-Al-C鋼熱處理工藝有兩相區(qū)臨界退火（IA）和淬火+回火（Q&T），具有 TRIP 效應(yīng)的 Fe-Mn-Al-C鋼的性能主要取決于TRIP效應(yīng)與鐵素體再結(jié)晶情況［7-12］。本文通過成分設(shè)計(jì)優(yōu)化，在鋼中添加較多的Al元素降低密度，同時(shí)形成δ-鐵素體以減少超細(xì)晶鐵素體對(duì)于加工硬化能力的破壞。經(jīng)過冶煉、鍛造、熱軋、熱處理等試驗(yàn)手段，研究了熱處理對(duì)熱軋后的Fe-8Mn-8Al-0.8C輕質(zhì)合金鋼的力學(xué)性能和微觀組織的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

采用真空熔煉爐鑄造得到20 kg的鋼錠，并將鋼錠鍛造成截面為40 mm×60 mm的鍛坯。鍛坯在1 200°C保溫1 h后進(jìn)行6道次熱軋變形，終軋溫度約為850℃，1#軋板水冷到約300℃后空冷至室溫，2#軋板直接空冷至室溫，熱軋板軋后厚度約為4.0 mm。試驗(yàn)用Fe-Mn-Al-C鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)用Fe-Mn-Al-C鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical Compositions in Fe-Mn-Al-C Steel for Testing （Mass Fraction） %

熱軋板在900℃保溫1 h后水淬至室溫，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室溫。金相試樣在打磨拋光后采用4%硝酸酒精浸蝕，并采用光學(xué)顯微鏡與掃描電鏡觀察其微觀組織形貌。X-射線衍射（XRD）用于物相分析，通過分析XRD衍射能譜對(duì)試樣的殘余奧氏體含量進(jìn)行計(jì)算。選擇 γ 相的（200）、（220）和（311）晶面衍射線以及 α相的（200）和（211）晶面的衍射線，利用公式（1）計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)［13］：

式中，Vγ為奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的積分強(qiáng)度；Iα為鐵素體（200）和（211）晶面衍射峰的積分強(qiáng)度。透射電子顯微鏡型號(hào)為JEOL2100。采用電子分析天平測量試驗(yàn)用鋼的密度為7.19 g/cm3，比傳統(tǒng)的鋼的密度低約8%。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 軋后顯微組織與力學(xué)性能

圖1為鋼板XRD結(jié)果與金相圖片。通過觀察可以發(fā)現(xiàn)熱軋板組織均為粗大亮白色δ-鐵素體+灰黑色細(xì)晶帶，細(xì)晶帶中包含灰色塊狀?yuàn)W氏體與黑色碳化物。相較于2#軋板，1#軋板明顯含有更少的析出物，說明水冷+空冷的冷卻方式可以有效的控制碳化物的析出。金相觀察得到的相組成和相含量結(jié)果與圖1（a）中的XRD結(jié)果相對(duì)應(yīng)，并且通過XRD結(jié)果可以初步判斷黑色碳化物為κ-碳化物。因此，試驗(yàn)用鋼在熱軋后由鐵素體、奧氏體以及κ-碳化物三種物相組成。

圖1 鋼板XRD結(jié)果與金相圖片F(xiàn)ig.1 XRD Results of Steel Plates and Their Metallographic Pictures

為了進(jìn)一步確定析出物類別，對(duì)于2#軋板進(jìn)行TEM觀察。析出物的TEM圖像與衍射斑圖像如圖2所示。通過衍射斑可以確定析出物為κ-碳化物，大量分布在奧氏體晶間。κ-碳化物分為晶內(nèi)κ’-碳化物與晶間κ*-碳化物，κ’-碳化物一般為450～650℃回火生成，κ*-碳化物一般為650～800℃退火冷卻過程中生成，因此確定熱軋板中κ-碳化物為κ*-碳化物。κ*-碳化物對(duì)力學(xué)性能有害，應(yīng)通過熱軋及熱處理工藝進(jìn)行抑制。

圖2 κ*-碳化物TEM照片與衍射斑圖像Fig.2 TEM Pictures and Diffraction Spot Images of κ*-Carbides

熱軋板的力學(xué)性能如表2所示，可以看出熱軋板強(qiáng)度較高但延伸率不足。1#軋板的抗拉強(qiáng)度與延伸率均優(yōu)于2#軋板，證明了水冷控制κ*-碳化物析出可以有效的提升熱軋板的綜合性能。選取性能較好的1#軋板進(jìn)行后續(xù)的熱處理，進(jìn)一步提升試驗(yàn)用鋼的綜合性能。

表2 熱軋板力學(xué)性能Table 2 Mechanical Properties of Hot Rolled Steel Sheets

2.2 熱處理后顯微組織與力學(xué)性能

熱軋板在900℃保溫1 h后水淬至室溫，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室溫。熱處理后試樣的金相圖片和XRD結(jié)果見圖3，回火5、10、60 min 的試樣簡稱為 QT5、QT10、QT60。

圖3 熱處理后試樣的金相圖片和XRD結(jié)果Fig.3 Metallographic Images and XRD Results of Samples after Heat Treatment

從圖3可以看出，組織仍為亮白色條帶+黑灰色細(xì)晶帶雙相，黑灰色細(xì)晶帶處為納米級(jí)超細(xì)晶。為了進(jìn)一步表征組織的構(gòu)成與含量，進(jìn)行XRD試驗(yàn)，結(jié)果如圖3（d）所示。可以看到回火后的試樣組織為α+γ兩相，與金相照片相對(duì)應(yīng)。利用XRD數(shù)據(jù)進(jìn)行定量計(jì)算，得到QT5、QT10和QT60的奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為55.8%、55.0%、57.3%。因此，隨著回火時(shí)間的增加，相組成與相含量基本不發(fā)生變化，與金相照片觀察結(jié)果相符。

不同回火時(shí)間試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及力學(xué)性能如圖4所示，F(xiàn)e-8Mn-8Al-0.8C鋼回火不同時(shí)間后的力學(xué)性能見表3。

表3 Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼回火不同時(shí)間后的力學(xué)性能Table 3 Mechanical Properties of Fe-8Mn-8Al-0.8C Steel after Tempering at Different Time

圖4 不同回火時(shí)間試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能變化圖Fig.4 Variation Diagram for Engineering Stress-Strain Curves and Mechanical Properties of Samples at Different Tempering Time

QT5的曲線在塑性變形階段出現(xiàn)了抖動(dòng)現(xiàn)象。隨著回火時(shí)間的增加，QT60曲線上抖動(dòng)現(xiàn)象消失，試樣抗拉強(qiáng)度小幅降低，同時(shí)延伸率顯著提高。QT5試樣表現(xiàn)出接近1 700 MPa的超高抗拉強(qiáng)度，而QT60表現(xiàn)出1 410 MPa的抗拉強(qiáng)度，同時(shí)還具有接近30%的延伸率。試驗(yàn)用鋼的強(qiáng)塑積隨著回火時(shí)間的增加而提高，在QT60表現(xiàn)出最佳的強(qiáng)塑積，達(dá)到41 GPa·%。與其他已報(bào)道的先進(jìn)高強(qiáng)鋼相比，經(jīng)過淬火-回火熱處理后的熱軋鋼體現(xiàn)出超高強(qiáng)的抗拉強(qiáng)度以及與之相匹配的優(yōu)良塑性。

3 分析與討論

為了進(jìn)一步分析不同回火時(shí)間回火試樣在組織變化很小的情況下對(duì)應(yīng)力學(xué)性能變化，分別對(duì)QT5、QT10和QT60試樣進(jìn)行SEM和EDS分析，SEM圖像及選區(qū)奧氏體EDS結(jié)果見圖5。

圖5 SEM圖像及選區(qū)奧氏體EDS結(jié)果Fig.5 SEM Images and EDS Results of Selected Austenite

通過SEM觀察，可以發(fā)現(xiàn)α相在 “淬火+回火”過程中轉(zhuǎn)換為回火馬氏體，隨著回火溫度升高，馬氏體中含碳量降低，碳向碳化物析出和奧氏體轉(zhuǎn)移。對(duì)試樣中的奧氏體進(jìn)行EDS分析，可以發(fā)現(xiàn)奧氏體中的碳含量隨著回火時(shí)間的增加而逐漸增加?？梢酝茰y在回火過程中，碳從鐵素體轉(zhuǎn)移到相鄰的超細(xì)晶奧氏體中，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，增強(qiáng)了變形過程中的TRIP效應(yīng)，從而有效的提高了試樣的塑性。

TRIP效應(yīng)在試驗(yàn)用鋼的變形機(jī)制中起著主導(dǎo)作用，也是力學(xué)性能的主要影響因素。而TRIP效應(yīng)主要受奧氏體含量和奧氏體穩(wěn)定性兩個(gè)因素的影響。試驗(yàn)用鋼在不同的回火時(shí)間下沒有發(fā)生明顯相變，奧氏體含量變化較小，但是塑性的變化卻非常顯著。因此試驗(yàn)用鋼的力學(xué)性能變化主要來源于不同回火時(shí)間試樣奧氏體穩(wěn)定性的不同。對(duì)于奧氏體穩(wěn)定性較低的試樣如QT5，奧氏體在變形初期即迅速轉(zhuǎn)變成為馬氏體，剩余的較少的奧氏體很難承擔(dān)變形而過快的相變也難以提供加工硬化來延緩頸縮。

對(duì)拉伸后的試樣進(jìn)行了XRD測試并計(jì)算奧氏體體積分?jǐn)?shù)，不同回火時(shí)間試樣拉伸后的XRD圖譜如圖6所示。得出QT5、QT10和QT60拉伸后的奧氏體體積分?jǐn)?shù)為7.8%、13.1%和20.6%，可以推斷出變形過程中QT5中奧氏體發(fā)生相變最多，QT60中奧氏體發(fā)生相變最少，這也與上文奧氏體穩(wěn)定性的推測相對(duì)應(yīng)。因此，在淬火-回火的Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼中，奧氏體穩(wěn)定性是決定力學(xué)性能的主要因素。

圖6 不同回火時(shí)間試樣拉伸后的XRD圖譜Fig.6 XRD Atlas of Specimens at Different Tempering Time after Tensile Test

4 結(jié)論

（1）Fe-8Mn-8Al-0.8C鋼熱軋后組織為鐵素體、奧氏體與κ-碳化物。通過水冷至400℃再空冷的冷卻方式可以抑制軋板中對(duì)性能有害的晶間κ*-碳化物的生成，有效提升熱軋板性能。

（2）Fe-8Mn-8Al-0.8C熱軋板在 “淬火+回火”熱處理后組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體+鐵素體+回火馬氏體三相。熱軋板在900℃保溫1 h后水淬然后在200℃回火60 min后呈現(xiàn)最優(yōu)整體力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 410 MPa，延伸率為29.0%，強(qiáng)塑積達(dá)到41 GPa·%。

（3）增加回火時(shí)間使C元素從鐵素體和馬氏體配分進(jìn)入奧氏體，奧氏體中C元素含量增加，增強(qiáng)了變形過程中的TRIP效應(yīng)，從而有效的提高了試樣的塑性，使Fe-8Mn-8Al-0.8C合金鋼具有了良好的綜合力學(xué)性能。