C含量對冷軋Fe-6Mn-1Al中錳鋼組織與性能的影響

(1. 東北大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110819；2. 東北大學 遼寧省輕量化用關鍵金屬結構材料重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

近年來，高強汽車鋼發展迅速，在汽車輕量化及安全性方面發揮著重要的作用。第一代汽車鋼強塑積較低，第二代汽車鋼中添加較多合金元素，導致成本增加，第三代汽車鋼在成本不顯著增加的情況下，獲得了良好的綜合力學性能及優良的成形性能。其中，中錳鋼作為第三代高強鋼的典型代表，受到了廣泛的關注。

C是奧氏體穩定化元素。在變形過程中，具有穩定性的奧氏體發生TRIP效應，起到釋放應力集中、推遲頸縮的作用，使冷軋中錳鋼具有更好的強塑性[1]。目前國內外對于合金元素對中錳鋼的微觀組織、力學性能影響的研究已很廣泛，但其研究通常集中在Mn含量的影響[2-6]。現有的對于中錳鋼中C含量的相關研究，其成分范圍度較寬(0.05%～0.40%)，且常包含其他元素的影響[7-8]，關于C對中錳鋼各相中元素的配分行為及對中錳鋼組織性能的影響尚缺乏系統性的研究。

本文以不同C含量的冷軋中錳鋼Fe-6Mn-1Al為研究對象，探究C含量的變化對退火后冷軋中錳鋼微觀組織及力學性能的影響，為進一步提高中錳鋼綜合性能提供理論基礎和試驗依據。

1 試驗材料與方法

本試驗采用50 kg真空感應爐進行熔煉，試驗鋼的主要化學成分如表1所示。將鑄錠加熱到1200 ℃保溫2 h 后開鍛，終鍛溫度為 800 ℃，鍛造成截面尺寸為30 mm×100 mm的鍛坯。將鍛件加熱至1200 ℃保溫2 h 進行熱軋，開軋溫度1150 ℃，經6道次從30 mm 厚熱軋至2.5 mm，終軋溫度為 900 ℃，軋后空冷至室溫。熱軋板經酸洗后退火，經6道次冷軋至1 mm厚，冷軋后進行最優工藝下的退火處理。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

圖2 退火溫度對冷軋態試驗鋼力學性能的影響(a)抗拉強度;(b)伸長率;(c)強塑積Fig.2 Effect of annealing temperature on mechanical properties of the cold-rolled tested steels(a) tensile strength; (b) elongation; (c) product of tensile strength and elongation

將試驗鋼加工成如圖1所示的標準拉伸樣，對其進行室溫拉伸試驗。拉伸試驗在MTS美特斯CMT5303電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為2 mm/min。

圖1 試驗鋼拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen size of the tested steel

為觀察試驗鋼的微觀組織，將試樣用砂紙打磨后進行電解拋光，電解液主要成分為6%的高氯酸+91%的酒精+3%的水(體積分數)。本試驗采用掃描電鏡(FE.SEM, ULTRA PLUS, ZEISS, Germany)對熱處理后試驗鋼的組織進行觀察。利用電子探針顯微分析儀(EPMA，JXA.8530F，JEOL，Japan)觀察C元素和Mn元素的分布。利用D/Max.2550 X射線衍射儀測定試驗鋼中殘留奧氏體體積分數，步進掃描速度為2°/min，測量范圍為40°～100°。利用式(1)對試驗鋼中殘留奧氏體量進行計算[9]：

(1)

式中：Vγ為奧氏體體積分數；Iγ為奧氏體晶面衍射峰的積分強度；Iα為鐵素體晶面衍射峰的積分強度；N為奧氏體晶面衍射峰數量；M為鐵素體晶面衍射峰數量；Rγ為奧氏體晶面衍射峰的標準化常數；Rα為鐵素體晶面衍射峰的標準化常數。

2 試驗結果與分析

2.1 試驗鋼熱處理制度的確定

為探究試驗鋼最佳的退火溫度，將3種冷軋試驗鋼分別在600、630、660及690 ℃下進行退火并保溫60 min。由圖2(a)可以看出，試驗鋼的抗拉強度隨退火溫度的升高逐漸增加；如圖2(b)所示，不同C含量試驗鋼的伸長率均隨退火溫度的升高呈先增加后降低的趨勢；圖2(c)中，試驗鋼的強塑積均隨退火溫度的升高呈現先增后減的趨勢，并在660 ℃達到最大值，這表明試驗鋼在660 ℃具有最佳的綜合性能，因此，本試驗選取的退火溫度為660 ℃。

圖3 不同C含量冷軋試驗鋼660 ℃退火后的EBSD圖像(a～c)及晶粒尺寸分布(d,e)(a)0.06%C；(b)0.15%C；(c)0.30%C；(d)鐵素體晶粒尺寸；(e)奧氏體晶粒尺寸Fig.3 EBSD images(a-c) and grain size distribution(d,e) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents(a) 0.06%C; (b) 0.15%C; (c) 0.30%C; (d) ferrite grain size; (e) austenite grain size

2.2 C含量對中錳鋼組織的影響

圖3為不同C含量冷軋試驗鋼在660 ℃退火后的顯微組織，其顯微組織均由奧氏體和鐵素體兩相構成，其中紅色等軸組織為鐵素體，藍色等軸組織為奧氏體。比較圖3(a～c)可以看出，隨著C含量的增加，奧氏體體積分數增加，鐵素體體積分數減少。統計得到的晶粒尺寸如圖3(d，e)所示，可以看出隨著C含量的增加，整體上，奧氏體晶粒尺寸是增加的，而鐵素體的晶粒尺寸是減小的。

圖4為不同C含量試驗鋼在660 ℃退火后的XRD圖譜(見圖4(a))和殘留奧氏體體積分數(見圖4(b))，不同C含量試驗鋼中的殘留奧氏體體積分數分別為19.34%、26.49%和38.70%。由此可知，隨著C含量的增加，試驗鋼中殘留奧氏體體積分數增加，這與EBSD圖像觀察到的顯微組織變化趨勢相一致。

圖4 不同C含量冷軋試驗鋼660 ℃退火后的XRD圖譜(a)及殘留奧氏體體積分數(b)Fig.4 XRD patterns(a) and retained austenite volume fraction(b) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

圖5 不同C含量冷軋試驗鋼660 ℃退火后的工程應力-應變曲線(a)和奧氏體轉化率(b)Fig.5 Engineering stress-strain curves(a) and austenite transformation rate(b) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

2.3 C含量對中錳鋼力學性能的影響

不同C含量的冷軋試驗鋼在660 ℃退火后進行室溫拉伸試驗得到的工程應力-工程應變曲線如圖5(a)所示。從圖5(a)可以看出，隨著C含量的增加，試驗鋼的抗拉強度從866 MPa增加到了1124 MPa，屈服強度由782 MPa增加到1029 MPa，伸長率由32.3%增加到了45.7%，強塑積分別為28.0、36.1和51.4 GPa·%。試驗結果說明0.30C試驗鋼具有最優的綜合力學性能，強度和塑性達到了更好的配合。由圖5(b)可知，不同C含量試驗鋼的奧氏體轉化率分別為79.37%、80.67%和83.82%。隨著C含量的增加，更高C含量的試驗鋼在變形過程中有更多的奧氏體發生轉變，奧氏體轉化率隨C含量的增加而升高。

由拉伸試驗結果可知，隨著試驗鋼中C含量的增加，試驗鋼的強度和塑性同時得到了提高，這是由于發生了更明顯的TRIP效應，與奧氏體穩定性有關[9-10]。本文用奧氏體力學穩定性k值來分析奧氏體的穩定性，由式(2)計算[11]：

fγ=fγ0exp(-kε)

(2)

式中：fγ0為初始奧氏體體積分數；fγ為變形量為ε時的奧氏體體積分數；k為奧氏體的穩定性。測得的變形過程中奧氏體體積分數的變化及計算得到的k值如圖6所示。3種試驗鋼的k值分別為4.22、3.92和3.68。k值增加，馬氏體相變驅動力增大，奧氏體穩定性相對較低。由計算結果可以看出，隨著C含量的增加，奧氏體具有更高的穩定性[12-13]。

圖6 660 ℃退火后不同C含量冷軋試驗鋼中奧氏體體積分數隨真應變的變化Fig.6 Variation of austenite volume fraction with true strain of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

2.4 中錳鋼應變硬化能力分析

圖7 不同C含量冷軋試驗鋼660 ℃退火后的應變硬化速率(a)和鐵素體中的位錯密度(b)隨真應變的變化Fig.7 Variation of strain hardening rate(a) and dislocation density in ferrite(b) with true strain of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

通過分析試驗鋼的應變硬化行為以進一步明確組織與強化機制的關系。如圖7(a)所示，3種冷軋試驗鋼在660 ℃退火后的應變硬化曲線變化趨勢基本一致，主要分3個階段，第一階段為快速下降階段，主要為鐵素體和奧氏體的變形；第二階段為一個較平穩略上升的階段；第三階段仍然是一個快速下降的階段，此階段主要為鐵素體和馬氏體的協調變形。其中，可以看出0.30C試驗鋼第二階段持續時間更長，這是因為0.30C 試驗鋼奧氏體具有更高的穩定性，變形期間馬氏體相變速度適中，且相變的持續時間更長，因此0.30C試驗鋼在這一階段具有更強的應變硬化能力[14-15]。因為C含量的增加而使試驗鋼可在更寬的應變范圍內持續提供加工硬化，起到了推遲裂紋產生、緩解局部變形的作用，因此試驗鋼的伸長率也隨C含量的增加而增加。

由圖7(a)還可以觀察到，在真應變為0.2左右時，0.30C試驗鋼的應變硬化能力有明顯增強，原因由圖7(b)的分析可知，0.06C和0.15C試驗鋼中位錯密度變化較平緩，而0.30C試驗鋼中鐵素體的位錯密度在真應變為0.2左右時急劇增加，由2.86×1015m-2增加至6.18×1015m-2，這是由于C含量的增加，誘發了更明顯的TRIP效應，促進了奧氏體轉變為馬氏體，生成的馬氏體引起體積膨脹，擠壓周圍鐵素體，使鐵素體中位錯密度增加，起到了增強應變硬化能力的作用[16]。因此，更為明顯的TRIP效應以及較高的應變硬化能力有效地提高了0.30C試驗鋼的綜合力學性能。

2.5 中錳鋼中C、Mn元素的配分

為進一步探究奧氏體穩定性隨C含量變化的原因，進行了電子探針試驗，圖8為不同C含量冷軋試驗鋼在660 ℃退火后的掃描電鏡組織及對應的C、Mn元素分布，可以看出奧氏體(凹陷組織) 中的C含量較高，而鐵素體(凸出組織)中的C含量較低，Mn元素的分布規律與C元素基本一致。由表2中統計得到的C和Mn元素的平均濃度及各濃度范圍，再結合圖8中C、Mn元素分布可知，隨著試驗鋼中C含量的增加，各試驗鋼奧氏體中C含量不斷增加，而Mn含量變化不大。由前面試驗結論可知，C含量的增加會導致奧氏體體積分數的增加，由于Mn的總量不變，因此單位體積奧氏體中的Mn含量應該下降，但此處并沒有下降，說明有更多的Mn向奧氏體配分。C、Mn作為奧氏體穩定性元素，其含量越高，奧氏體穩定性就越強[17-18]，由試驗結果可以看出，0.30C試驗鋼的奧氏體中富集了更多的C、Mn元素，這使得奧氏體具有更高的穩定性，因此0.30C試驗鋼具有最佳的綜合力學性能。

圖8 660 ℃退火后0.06C鋼(a～c)、0.15C鋼(d～f)和0.30C鋼(g～i)的SEM照片及相應的C、Mn濃度分布(a，d，g)SEM照片；(b，e，h)C濃度分布；(c，f，i)Mn濃度分布Fig.8 SEM images and corresponding C and Mn concentration distribution of the 0.06C steel(a-c), 0.15C steel(d-f) and 0.30C steel(g-i) annealed at 660 ℃(a,d,g) SEM images; (b,e,h) C concentration distribution; (c,f,i) Mn concentration distribution

表2 不同C含量冷軋試驗鋼660 ℃退火后奧氏體中C和Mn元素的平均濃度及各濃度范圍占比(%)

3 結論

1) 不同C含量試驗鋼在660 ℃保溫60 min后均為奧氏體+鐵素體的雙相組織。隨著C含量的增加，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度及伸長率均增加。當C含量由0.06%增加至0.30%，試驗鋼的強塑積由28.0 GPa·% 增加到51.4 GPa·%。

2) 隨著C含量的增加，660 ℃退火后的冷軋試驗鋼的奧氏體體積分數由19.34%增加至38.70%，同時試驗鋼的奧氏體穩定性提高，使C含量更高的試驗鋼能夠在更寬的應變范圍內發生馬氏體相變，促進了TRIP效應，從而提高了試驗鋼的加工硬化能力。

3) 660 ℃退火后冷軋試驗鋼中奧氏體的穩定性隨C含量的增加而增加的原因與C、Mn元素的配分有關。隨著試驗鋼C含量的增加，更多的C、Mn在退火過程中向奧氏體中配分，使奧氏體中的C、Mn濃度升高。奧氏體中較高含量的C、Mn使得奧氏體具有更高的穩定性。