退火处理对热轧Fe-12Mn-8Al-0.8C轻质钢组织性能的影响

牛奕茗，张圣浩，张羽童，2，梁 平，张希哲，朱浩坤，2，丁 桦，2

（1.东北大学 材料科学与工程学院，沈阳 110819；2.辽宁省轻量化用关键金属结构材料重点实验室，沈阳110819 ）

基于可持续发展的需求，节能环保已成为汽车行业重要的发展方向.为了提高燃油效率、降低二氧化碳排放量，轻量化已经成为了汽车行业的发展趋势［1］.目前实现汽车轻量化的途径主要有两种：一是采用以铝合金为主的轻质材料；二是采用高强度钢，以降低钢板厚度规格［2］.此外，另一种更具潜力的思路是向钢中添加一定量的Al，Mn 等轻质元素，开发集低密度与高强度于一身的Fe-Mn-Al-C 系轻质钢，在保证汽车结构零件强度的基础上，降低汽车的自重.添加的Al，Mn 等轻质元素可使钢的晶格常数增大，同时凭借其较低的原子量降低钢的密度［3-4］.根据组织的不同，Fe-Mn-Al-C 系轻质钢可分为四类：铁素体钢、铁素体基双相钢、奥氏体基双相钢和奥氏体钢［5］，其中奥氏体基双相钢最具发展潜力与研究价值.在全奥氏体钢的孪晶诱发塑性钢及高锰铝钢的基础上，适当降低Mn 的质量分数，得到含有铁素体的奥氏体基双相钢，可以获得更好的力学性能.这不仅可以降低生产成本，还为Fe-Mn-Al-C 系轻质钢的研究拓宽了思路［6］.

在以奥氏体为基体的双相钢中，铁素体和奥氏体两相的体积分数、晶粒尺寸、元素分布及κ-碳化物的体积分数、形态、分布等均会影响钢的力学性能及变形机制［7］.因此，研究退火处理对热轧轻质钢的组织及力学性能的影响，分析奥氏体、铁素体及κ-碳化物的组织演变规律，可为制定Fe-Mn-Al-C系轻质钢的形变热处理工艺提供依据.

1 实验材料及方法

实验钢化学成分见表1.将铸锭锻造成70 mm厚的锻坯，在1 200 ℃保温2 h 后，热轧至厚度为5 mm 的板材.将热轧板材切成厚度为1 mm的薄板，分别在750，850，950，1 050 和1 150 ℃下保温0.5 h 后水淬.采用光学数码显微镜对试样形貌进行金相组织分析；采用扫描电镜（SEM）对试样形貌及冲击断口进行分析；采用电子探针（EPMA）对实验钢成分进行分析.采用电解抛光并腐蚀的方法制备用于金相显微镜（OM）及扫描电镜观察的试样.电解抛光液成分为体积分数15%的高氯酸酒精，抛光电压为32 V，抛光时间为30 s.用质量分数为4%的苦味酸甲醇溶液对电解抛光后的试样进行腐蚀，腐蚀时间约为13 s.采用X 射线衍射仪对不同退火温度下试样的相组成进行分析.采用透射电子显微镜（TEM）对晶内碳化物进行观察.TEM 试样的制备工艺如下：将切割后的试样依次在240＃，400＃，800＃，1 000＃，2 000＃砂纸上打磨至50 μm 厚，通过冲孔器获得直径为3 mm 的圆片试样；使用电解双喷减薄仪对试样进行减薄处理，电解双喷液为体积分数10%的高氯酸酒精，电解电压为30 V，电解温度为-25 ℃.对热处理后的实验钢进行室温拉伸试验，拉伸速度为3 mm／min.根据最新国家标准GB／T 229—2020，将在950 ℃保温0.5 h 后水淬的热轧板制成V 形缺口冲击试样，规格为10 mm×10 mm×55 mm，中部开45°、深2 mm 的V 形缺口；在冲击试验机上进行室温及低温冲击试验，试验机摆锤能量为250 J，冲击温度为15，0，-10，-20，-30，-40，-50，-60，-70，-90，-120 ℃.

表1 实验钢化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

2 实验结果与讨论

2.1 实验钢组织演变

热轧Fe-12Mn-8Al-0.8C 轻质钢在750～1 150 ℃退火后的XRD 结果如图1 所示.实验钢在较低的750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，钢内部为奥氏体＋铁素体＋κ-碳化物三相组织.在γ（200）和γ（220）峰的左侧都出现κ-碳化物衍射峰［8］，但其强度较弱，说明含量（体积分数）较少.随着退火温度升高至950～1 150 ℃，κ-碳化物逐渐溶解，其体积分数进一步降低.

图1 实验钢不同温度退火后的XRD 图Fig.1 XRD patterns of the experimental steels annealed at different temperatures

实验钢不同温度退火后的金相组织如图2 所示.从图2（a）（b）中可以看出，实验钢在750 ℃和850 ℃退火0.5 h 后，组织沿轧制方向呈现出明显的带状分布.结合相图分析可知，粗大的带状组织为奥氏体组织，细条状的带状组织为δ-铁素体组织.由图2（c）（d）（e）可知，随着退火温度升高至950～1 150 ℃，奥氏体形态逐渐由条带状演变为等轴状，同时晶粒尺寸逐渐增大.

图2 实验钢不同温度退火后OM 形貌Fig.2 OM images of the experimental steels annealed at different temperatures

实验钢在不同温度下退火后的SEM 显微照片如图3 所示.从图3（a）中可以看出，在较低的温度（750 ℃）退火时，实验钢组织内部除奥氏体和δ-铁素体外，还存在大量的κ-碳化物，根据形成方式和形貌可将其分为两种类型.一种是在奥氏体／铁素体相界面形成的不连续粒状分布的κ-碳化物，尺寸较小，不足1 μm.这种κ-碳化物的形成原因是奥氏体中C，Mn 质量分数较高，铁素体中Al 质量分数较高，因此合金元素在相界处的分布具有浓度梯度，为其形成提供了有利位置.另一种κ-碳化物呈片层状，其由于退火促进共析反应（γ→α＋κ）而形成，形成过程与珠光体类似.片层状的κ-碳化物和α 铁素体依次交替呈片层状分布在奥氏体基体中.当退火温度升高至850 ℃时，共析反应的组织特征消失，但仍可观察到存在于奥氏体和铁素体两相间的κ-碳化物存在，如图3（b）所示.当退火温度升高至950～1 150 ℃时，相间κ-碳化物逐渐溶解在基体中，基体中只存在铁素体和奥氏体组织，并且随着退火温度的升高，铁素体逐渐由条带状转变为弥散分布的等轴状，同时奥氏体晶粒尺寸明显增大，如图3（c）（d）（e）所示.

图3 实验钢不同温度退火后SEM 形貌Fig.3 SEM images of the experimental steels annealed at different temperatures

图4 为在1 050 ℃退火0.5 h 的实验钢TEM照片，其中（a）为在明场下拍摄到的实验钢的照片，（b）为在（a）中标记γ 的位置拍下的暗场像照片.从图中可以看出，样品衍射斑中出现有序的κ-碳化物的斑点，同时可以在暗场像中观察到纳米级晶内κ-碳化物的析出，但析出量较少.

图4 1 050 ℃-0.5 h 实验钢TEM 形貌Fig.4 TEM images of the experimental steels annealed at 1 050 ℃-0.5 h

2.2 实验钢的力学性能

图5（a）为经750～1 150 ℃退火处理0.5 h 后实验钢的工程应力-应变曲线.随着退火温度的升高，实验钢屈服强度和抗拉强度逐渐降低，而伸长率则先增大后降低，并在950 ℃退火时得到最高的伸长率.在950 ℃退火0.5 h 时，实验钢综合力学性能达到最佳，抗拉强度为930 MPa，伸长率为35.48%，强塑积达到33 GPa·%.图5（b）为经不同温度退火后实验钢的应变硬化率曲线图.由图可知，不同退火温度下实验钢应变硬化率存在明显差异.750 ℃-0.5 h 实验钢的应变硬化率明显高于其他温度退火后的实验钢，尤其在变形初期阶段，这与其组织的复杂性有关.前已述及，750 ℃-0.5 h 实验钢组织内部铁素体与κ-碳化物体积分数较高，这种软相（奥氏体）＋硬相（铁素体与κ-碳化物）的复相组织在单位体积内形成了更多的相界面.在实验钢组织变形过程中，由于相间不相容性较大，相间的应力较强，位错在相界处高度集中，位错密度增大，从而始终具有较高的应变硬化能力，这一机理与铁素体和马氏体双相钢类似［9］.而随着退火温度的升高，铁素体与κ-碳化物的体积分数逐渐降低，相间的不相容性降低，因此实验钢应变硬化率有所降低.此外，硬脆的κ-碳化物溶解于基体中，生成了纳米级晶内κ-碳化物.这种碳化物对位错运动的阻碍较小，使位错能够得以切过.此时实验钢的应变硬化过程表现得更为持续，伸长率也随之增大.

图5 实验钢不同温度退火后的工程应力-应变曲线和应变硬化率曲线Fig.5 Engineering stress-strain and strain hardening rate curves of the experimental steels annealed at different temperatures

冲击韧性是材料强度和塑性的综合体现，对综合性能最优的950 ℃-0.5 h 实验钢进行冲击试验，结果如图6 所示.

关于如何评定金属材料的韧脆转变温度，国家标准GB／T 229—2020 规定了三种方法，分别为能量法、侧膨胀值法及断口形貌法.本研究采用能量法对950 ℃-0.5 h 实验钢的韧脆转变温度进行测定.

根据能量法要求，将冲击曲线的上阶能和下阶能的平均值所对应的温度作为材料的韧脆转变温度.结合图6 可知，试样的下阶能约为6 J，上阶能约为68 J，二者平均值所对应的温度在-40 ℃左右.

图6 950 ℃-0.5 h 实验钢冲击功-温度曲线Fig.6 Impact energy vs temperature curve of the 950 ℃-0.5 h steels

图7 为950 ℃-0.5 h 实验钢在不同冲击温度下微观断口形貌，从图中可以清楚地看到，在冲击温度为15 ℃时，冲击断口布满了韧窝且韧窝较深；当温度为-40 ℃时，虽然仍有韧窝存在，但也有脆性断裂的特征；当冲击温度降到-70 ℃时，断口已出现明显的解理特征，此时实验钢已经完全处于脆性断裂状态.

图7 950 ℃-0.5 h 实验钢不同冲击温度下微观断口形貌Fig.7 Microscopic fracture morphology of the 950 ℃-0.5 h steels under different impact temperatures

3 结论

（1）热轧Fe-12Mn-8Al-0.8C 轻质钢在750 ℃和850 ℃退火时，得到由奥氏体＋铁素体＋κ-碳化物组成的三相组织；随着退火温度的升高，κ-碳化物溶解在基体中，奥氏体晶粒逐渐长大.

（2）随着退火温度的升高，Fe-12Mn-8Al-0.8C 轻质钢的屈服强度和抗拉强度逐渐降低，伸长率则表现出先增大后降低的趋势；在950 ℃退火0.5 h 时其力学性能最佳，抗拉强度为930 MPa，伸长率为35.48%，强塑积达到33 GPa·%.

（3）经不同温度退火后的实验钢应变硬化行为有所差异，这与其组织组成有关.750 ℃退火0.5 h 的实验钢具有铁素体＋κ-碳化物体积分数较高的复相组织，相间不相容性较大，加工硬化能力较高.随着退火温度的升高，铁素体与κ-碳化物的体积分数逐渐降低，相间不相容性降低，这使实验钢应变硬化率降低，但应变硬化行为表现得更为持续.

（4）随着冲击温度的降低，950 ℃退火实验钢的断裂方式由韧性断裂逐渐转变成脆性断裂，冲击功也明显下降，通过能量法确定其韧脆转变温度约为-40 ℃.