李俊阳 姚 亮 焦思远 解 达 史 文 李 麟

(省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点试验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点试验室和上海大学材料科学与工程学院，上海 200072)

Mn含量对轻质Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn钢组织与力学性能的影响

李俊阳 姚 亮 焦思远 解 达 史 文 李 麟

(省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点试验室、上海市钢铁冶金新技术开发应用重点试验室和上海大学材料科学与工程学院，上海 200072)

设计了不同Mn含量的轻质Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系钢，通过金相显微镜、XRD及SEM等技术研究了不同退火温度对其组织和力学性能的影响。结果表明，Mn含量的提高明显改善了轻质钢的塑性和综合力学性能。试验钢经950～1 050 ℃淬火后，抗拉强度大于980 MPa，断后伸长率大于40%。高的Mn含量一方面抑制了κ- 碳化物的生成，另一方面使得δ- 铁素体呈破碎形态分布，这是改善试验钢塑性的主要原因。此外，Mn含量的提高，改变了奥氏体的变形机制，这可能是试验钢塑性提升的另一个重要原因。

轻质钢 Mn含量 力学性能 κ- 碳化物 δ- 铁素体

随着汽车行业的发展，汽车用钢越来越趋向于轻量化，因此在保证汽车用钢力学性能要求的前提下，开发低密度钢越来越受到众多汽车厂商的青睐。经过众多不同方案的尝试与筛选，通过向钢中添加一定量的Al元素达到轻量化目的，即Fe- Mn- Al系轻质钢种，成为目前研究的热点。杨富强等[1]研究的Fe-11.5Al- 27Mn- 0.95C钢拥有优良的力学性能，强塑积达到41 GPa·>%，且减重效果明显；同时研究了Mn质量分数在27%左右，Al质量分数低至8%，C质量分数高于1.6%的钢种的组织与力学性能[2]。研究表明，锰含量和碳含量在轻质钢中适当的配合，可以获得综合性能优异的钢种。胡智评等[3]也研究了Fe- 0.2C- 7Mn- 3Al低Mn低C类轻质钢，减重效果虽然不及前者，但合金元素浓度大幅度降低，强塑积也能达到30 GPa·>%左右，也具有相对其他钢种的优势。国内其他学者也以类似配比方法设计出了一系列优异的Fe- Mn- Al系钢种或Fe- Mn- Al- Si系钢种，均获得优良力学性能。已知钢中Al含量的提高，会增加奥氏体的层错能，并且抑制γ→ε转变[4]。但当Al含量增加时，钢中形成大量在室温下稳定存在的高温δ- 铁素体[5]，该组织在轧制过程中与基体的变形协调差，严重影响钢板的轧制性能，也会影响后续的轧制钢板的力学性能。同时，随着Fe- Mn- Al系钢中C含量和Al含量(质量分数在5%以上)的增加[6]，在某些成分区间会出现具有争议性的κ- 碳化物[6]，多分布于铁素体晶界，导致钢板力学性能恶化；也有研究表明，存在改善钢力学性能的κ- 碳化物分布于铁素体晶粒内部。Han S Y等[6]在研究轻质Fe- 8Al- 6Mn- 0.3C钢时，发现κ- 碳化物的形态会变为细小薄片状，取代铁素体周围的粗大碳化物，进而改善钢的强度和塑性。目前κ- 碳化物的具体形成机制还有待深入系统的研究。基于未来对于轻质钢种的应用需求，Fe- Mn- Al系轻质钢的应用范围正逐渐被推广。由于高Al钢中Mn含量的不同会影响其各相的含量、形态与分布以及基体中孪晶的数量，进而影响钢的力学性能，因此有必要研究Mn含量对轻质Fe- Mn- Al系钢退火态的组织与力学性能的影响。

1 试验材料及方法

试验设计轻质Fe- Mn- Al系钢的Al质量分数为10%，由于熔炼过程Al产生烧损，其实际成分见表1。试验钢经20 kg真空感应炉熔炼，浇铸成φ85 mm的圆柱状铸锭。将钢锭加热到1 200 ℃保温60 min后进行锻造，锻成约20 mm厚的钢坯，锻后空冷。钢坯被加热至1 200 ℃保温30 min后进行热轧，开轧温度1 100 ℃，终轧温度880 ℃，轧后空冷。热轧后钢板经酸洗，再被冷轧成约1 mm厚的薄板。薄板被切割成有效尺寸为6.4 mm×30 mm的拉伸试样，拉伸试样经850～1 050 ℃保温30 min后水淬。

使用电子万能拉伸试验机测试力学性能，拉伸速率为1.5 mm/min。使用Dmax- 2550型 X射线衍射仪(Cu靶)测试相结构。使用SU- 1500型钨灯丝扫描电子显微镜观察拉伸试样的断口形貌。使用光学显微镜进行显微组织分析。

表1 试验用钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (mass fraction) %

2 试验结果与分析

2.1 力学性能

表2是1号钢和2号钢经不同温度淬火后的力学性能。由表2可见，随着淬火温度的升高，1号和2号钢的强度都下降，断后伸长率都提高。相比较，2号钢的强度略低于1号钢，断后伸长率则都明显高于1号钢，尤其是当淬火温度高于900 ℃时，2号钢的强塑积均大于30 GPa·>%，达到了第三代汽车用钢的性能要求。

表2 1号和2号钢经不同温度淬火后的力学性能Table 2 Mechanical properties of steel No.1 and No.2 quenched from different temperatures

2.2 显微组织

图1和图2分别为1号和2号钢经不同温度淬火后的显微组织，图中的白亮带状组织为δ- 铁素体，基体为奥氏体。1号钢经850、900和950 ℃淬火，2号钢经850和900 ℃淬火后，组织中都存在黑色的颗粒状物质，即为κ- 碳化物。

由图可见，κ- 碳化物分布于带状组织界面附近，1号钢中κ- 碳化物数量明显多于2号钢。随着淬火温度升高，两种钢的κ- 碳化物数量逐渐减少。比较图1(c)和图2(c)可见， 950 ℃淬火后2号钢中黑色颗粒状物质已消失，1号钢奥氏体中依然存在黑色颗粒状物质。经1 000和1 050 ℃淬火后，1号和2号钢中均没有黑色颗粒状物质。显然，锰含量的提高抑制了κ- 碳化物的形成。Mn是奥氏体化元素，Mn含量的提高，一方面提高了奥氏体的含量，另一方面有助于奥氏体在较低的温度下形成。奥氏体可以固溶更多的碳，不利于碳化物的形成。故在同一温度下，1号钢中κ- 碳化物含量多于2号钢，且1号钢的κ- 碳化物消失温度也更高。结合表2力学性能来看，κ- 碳化物的存在导致了高的强度和低的断后伸长率。随着κ- 碳化物数量的减少，钢的强度降低，断后伸长率则明显提高，综合力学性能也明显提高。由此可知，κ- 碳化物是影响Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系轻质钢塑性的重要因素之一。

1钢和2号钢经850～1 050 ℃淬火后，δ- 铁素体始终存在，并平行于钢的轧制方向呈带状分布。随着淬火温度的升高，δ- 铁素体带状组织逐渐由连续长条分布过渡到破碎、分解，周围分布的原κ- 碳化物区域则转变为奥氏体相。相比较，2号钢的δ- 铁素体更易破碎。δ- 铁素体的破碎，导致在变形过程中δ- 铁素体与周围的奥氏体组织更易进行协调变形，从而提高钢的塑性。δ- 铁素体的形态主要受温度影响，在相对低温区域内(850～900 ℃)，δ- 铁素体呈不连续形态，主要是由其界面附近κ- 碳化物转变为奥氏体组织，进而导致δ- 铁素体的变相破碎所致。在相对低温区域内(950～1 050 ℃)，δ- 铁素体的不连续形态更加明显。显然，Mn含量的增加，导致奥氏体晶粒的生长速率增大，使得δ- 铁素体更易破碎，并由此提高钢的塑性。所以，δ- 铁素体的破碎也是提高轻质钢塑性的一个重要因素。

2.3 相结构分析

图3为1号和2号钢经不同温度淬火后的XRD图谱，2θ为40°～45°之间的κ- 碳化物峰、奥氏体峰和铁素体峰均为其最强峰。随着淬火温度的升高，κ- 碳化物峰和铁素体峰都下降，奥氏体峰都升高。经相对低温处理(850和900 ℃)，1号和2号钢均含有κ- 碳化物。经相对高温处理(950～1 050 ℃)，1号和2号钢的κ- 碳化物最强峰(41°左右)均消失，仅有奥氏体峰和铁素体峰存在。但从图1(c)中可见，在奥氏体中依然存在黑色颗粒物质，这可能是由于κ- 碳化物的数量较少，导致XRD无法检测到。

图1 1号钢经不同温度淬火后的显微组织Fig.1 Microstructures of steel No.1 quenched from different temperatures

图2 2号钢经不同温度淬火后的显微组织Fig.2 Microstructures of steel No.2 quenched from different temperatures

图3 1号(a)和2号钢(b)经不同温度淬火后的XRD图谱Fig.3 XRD patterns of steels No.1(a) and No. 2(b) quenched from different temperatures

根据YB/T 5338—2006计算了钢中的奥氏体含量，结果如图4所示。可见经相同温度淬火处理后，2号钢的奥氏体量均高于1号钢，显然，这是由于2号钢含有较高的锰元素所致。随着淬火温度的提高，两种钢的奥氏体量均升高。结合表2的力学性能值，似乎奥氏体量的升高与塑性的改善有一定的关联性，但是2号钢较1号钢的断后伸长率明显提高，用奥氏体量的变化似乎无法解释，应该还有其他因素起作用。

图4 1号和2号钢经不同淬火温度后的残留奥氏体量Fig.4 Residual austenite contents of steels No.1 and No.2 quenched from different temperatures

2.4 断裂行为

图5和图6是1号钢和2号钢从不同温度淬火后的拉伸断口形貌。1号钢的断口形貌在相对低温区间(850～900 ℃)主要为结晶状脆性断口。因大量的粒状κ- 碳化物沿轧制方向分布于δ- 铁素体的晶界，脆性的κ- 碳化物严重影响钢的力学性能，导致其塑性极差。在相对高温区间(950～1 050 ℃)，1号钢的断口也均为脆性断口，断口形貌表现为准解理断裂特征，亮白色的撕裂棱呈网状分布于暗色的小平面，随温度升高，小平面逐渐变大。由图1可见，1号钢的组织为网状的δ- 铁素体分布于奥氏体晶界，大量的带状δ- 铁素体和交替分布的粗大奥氏体变形协调性差，晶界处的δ- 铁素体易产生微裂纹， 造成1号钢即使在双相区塑性也无明显的提升。从1 050 ℃淬火后，塑性反而降低，因奥氏体晶粒粗大，导致其性能更差，双相区断口形貌中的小平面逐渐变大即为奥氏体晶粒长大所致。

图5 1号钢经不同温度淬火后的断口形貌 Fig.5 Fracture morphologies of steel No.1 quenched from different temperatures

2号钢在较低的温度区间(850～900 ℃)时，组织为κ- 碳化物+δ- 铁素体+奥氏体，因κ- 碳化物和δ- 铁素体的含量相对较低，奥氏体含量较高，所以其塑性较1号钢的好。由于κ- 碳化物存在，其断口呈现结晶状和细小韧窝相结合的复合断口特征。在相对高温区间(950～1 050 ℃)，2号钢的组织为大量的奥氏体+δ- 铁素体，奥氏体在退火过程中产生了大量的退火孪晶，δ- 铁素体则在更高温度时，因奥氏体的逐渐增多呈现破碎分解、球化的趋势，故断口呈现明显的塑性特征，均含有大量的韧窝，甚至出现深而大的“孔洞”。

此外，由于奥氏体成分不同导致其变形行为的不同，这也可能是导致1号和2号钢的塑性差异的重要原因。按照文献[7]计算了奥氏体的层错能，2号钢的层错能为82～96 mJ/m2，而1号钢的层错能远大于100 mJ/m2。这样，2号钢的变形主要表现为孪晶和位错机制，而1号钢则可能仅是位错机制，这可能是2号钢的塑性远高于1号钢的一个重要原因，还有待于进一步的工作来证实。

综合以上分析及讨论，可知1号钢和2号钢的综合力学性能能否提升的最关键的组织因素为：δ- 铁素体的含量及分布，κ- 碳化物的含量及分布，奥氏体的变形机制。当δ- 铁素体呈破碎分布、κ- 碳化物数量下降甚至消失时，轻质Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系钢的塑性和综合力学性能明显提高，而奥氏体的变形机制还有待于进一步的研究。

3 结论

(1)与轻质Fe- 10Al- 0.8C- 10Mn钢相比，轻质Fe- 10Al- 0.8C- 15Mn钢具有更加优异的力学性能。轻质Fe- 10Al- 0.8C- 15Mn钢经950～1 050 ℃淬火处理后，抗拉强度高于980 MPa，断后伸长率大于40%。

(2)轻质Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系钢经850～1 050 ℃淬火处理后，其组织由δ- 铁素体、κ- 碳化物和奥氏体三相或者δ- 铁素体和奥氏体双相组成。当δ- 铁素体呈破碎分布、κ- 碳化物数量下降甚至消失时，Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn系轻质钢的综合力学性能将明显改善。

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[3] 胡智评. Fe- 0.2 C- 7Mn- 3Al 中锰钢的热处理工艺及强塑化机理研究[D]. 沈阳：东北大学, 2014.

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收修改稿日期：2016- 09- 05

EffectofMnContentonMicrostructureandMechanicalPropertiesofLightweightFe-10Al-0.8C-10/15Steel

Li Junyang Yao Liang Jiao Siyuan Xie Da Shi Wen Li Lin

(State Key Laboratory of Advanced Special Steel & Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072,China)

The lightweight Fe- 10Al- 0.8C- 10/15Mn steel with different Mn contents was designed, and the effects of different annealing temperatures on the microstructure and mechanical properties were studied by optical microscope, XRD, SEM and so on.The results showed that the increase of Mn content significantly improved the plasticity and mechanical properties of the lightweight steel. After being annealed at temperatures ranging from 950 ℃ to 1 050 ℃, the tensile strength of test steel was higher than 980 MPa, the elongation was more than 40%.On the one hand, the high content of Mn inhibited the formation of κ- carbide; on the other hand, the ferrite was distributed in broken form, which was the main reason for improvement of the plasticity of the test steel. In addition, the increase of Mn content, having changed the deformation mechanism of austenite, was probably another key factor that induced the plasticity improvement of test steel.

lightweight steel，Mn content，mechanical property，κ- carbide，δ- ferrite

史文，男，教授，电话：021- 56332127，Email：shiwen@i.shu.edu.cn

李俊阳，男，主要从事轻质钢组织性能的研究，Email：529625834@qq.com