吴铮铮 ，赵剑飞，周乃鹏，罗小兵
（1.海装装备项目管理中心，北京 100071；
2.钢铁研究总院工程用钢研究所，北京 100081）
近年来，Fe-Mn-Al-C钢由于兼具超高强度和可观的塑性而被广泛关注［1-5］，其优异的强韧性可以应用于轻质汽车以及其他交通工具上。对于Fe-Mn-Al-C系合金钢，在钢中添加较高含量的Al等元素可降低钢的密度，同时利用Mn等元素优化组织性能，可以使之具有较高的强度和良好的塑性，因而具有良好的轻量化应用前景［6］。常见的Fe-Mn-Al-C钢热处理工艺有两相区临界退火（IA）和淬火+回火（Q&T），具有 TRIP 效应的 Fe-Mn-Al-C钢的性能主要取决于TRIP效应与铁素体再结晶情况［7-12］。本文通过成分设计优化，在钢中添加较多的Al元素降低密度，同时形成δ-铁素体以减少超细晶铁素体对于加工硬化能力的破坏。经过冶炼、锻造、热轧、热处理等试验手段，研究了热处理对热轧后的Fe-8Mn-8Al-0.8C轻质合金钢的力学性能和微观组织的影响。
采用真空熔炼炉铸造得到20 kg的钢锭，并将钢锭锻造成截面为40 mm×60 mm的锻坯。锻坯在1 200°C保温1 h后进行6道次热轧变形，终轧温度约为850℃，1#轧板水冷到约300℃后空冷至室温，2#轧板直接空冷至室温，热轧板轧后厚度约为4.0 mm。试验用Fe-Mn-Al-C钢的化学成分如表1所示。
表1 试验用Fe-Mn-Al-C钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical Compositions in Fe-Mn-Al-C Steel for Testing （Mass Fraction） %
热轧板在900℃保温1 h后水淬至室温，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室温。金相试样在打磨抛光后采用4%硝酸酒精浸蚀，并采用光学显微镜与扫描电镜观察其微观组织形貌。X-射线衍射（XRD）用于物相分析，通过分析XRD衍射能谱对试样的残余奥氏体含量进行计算。选择 γ 相的（200）、（220）和（311）晶面衍射线以及 α相的（200）和（211）晶面的衍射线，利用公式（1）计算残余奥氏体体积分数［13］：
式中，Vγ为奥氏体的体积分数；
Iγ为奧氏体（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的积分强度；
Iα为铁素体（200）和（211）晶面衍射峰的积分强度。透射电子显微镜型号为JEOL2100。采用电子分析天平测量试验用钢的密度为7.19 g/cm3，比传统的钢的密度低约8%。
2.1 轧后显微组织与力学性能
图1为钢板XRD结果与金相图片。通过观察可以发现热轧板组织均为粗大亮白色δ-铁素体+灰黑色细晶带，细晶带中包含灰色块状奥氏体与黑色碳化物。相较于2#轧板，1#轧板明显含有更少的析出物，说明水冷+空冷的冷却方式可以有效的控制碳化物的析出。金相观察得到的相组成和相含量结果与图1（a）中的XRD结果相对应，并且通过XRD结果可以初步判断黑色碳化物为κ-碳化物。因此，试验用钢在热轧后由铁素体、奥氏体以及κ-碳化物三种物相组成。
图1 钢板XRD结果与金相图片Fig.1 XRD Results of Steel Plates and Their Metallographic Pictures
为了进一步确定析出物类别，对于2#轧板进行TEM观察。析出物的TEM图像与衍射斑图像如图2所示。通过衍射斑可以确定析出物为κ-碳化物，大量分布在奥氏体晶间。κ-碳化物分为晶内κ’-碳化物与晶间κ*-碳化物，κ’-碳化物一般为450～650℃回火生成，κ*-碳化物一般为650～800℃退火冷却过程中生成，因此确定热轧板中κ-碳化物为κ*-碳化物。κ*-碳化物对力学性能有害，应通过热轧及热处理工艺进行抑制。
图2 κ*-碳化物TEM照片与衍射斑图像Fig.2 TEM Pictures and Diffraction Spot Images of κ*-Carbides
热轧板的力学性能如表2所示，可以看出热轧板强度较高但延伸率不足。1#轧板的抗拉强度与延伸率均优于2#轧板，证明了水冷控制κ*-碳化物析出可以有效的提升热轧板的综合性能。选取性能较好的1#轧板进行后续的热处理，进一步提升试验用钢的综合性能。
表2 热轧板力学性能Table 2 Mechanical Properties of Hot Rolled Steel Sheets
2.2 热处理后显微组织与力学性能
热轧板在900℃保温1 h后水淬至室温，然后在200℃回火5、10、60 min后空冷至室温。热处理后试样的金相图片和XRD结果见图3，回火5、10、60 min 的试样简称为 QT5、QT10、QT60。
图3 热处理后试样的金相图片和XRD结果Fig.3 Metallographic Images and XRD Results of Samples after Heat Treatment
从图3可以看出，组织仍为亮白色条带+黑灰色细晶带双相，黑灰色细晶带处为纳米级超细晶。为了进一步表征组织的构成与含量，进行XRD试验，结果如图3（d）所示。可以看到回火后的试样组织为α+γ两相，与金相照片相对应。利用XRD数据进行定量计算，得到QT5、QT10和QT60的奥氏体体积分数分别为55.8%、55.0%、57.3%。因此，随着回火时间的增加，相组成与相含量基本不发生变化，与金相照片观察结果相符。
不同回火时间试样的工程应力-应变曲线及力学性能如图4所示，Fe-8Mn-8Al-0.8C钢回火不同时间后的力学性能见表3。
表3 Fe-8Mn-8Al-0.8C钢回火不同时间后的力学性能Table 3 Mechanical Properties of Fe-8Mn-8Al-0.8C Steel after Tempering at Different Time
图4 不同回火时间试样的工程应力-应变曲线和力学性能变化图Fig.4 Variation Diagram for Engineering Stress-Strain Curves and Mechanical Properties of Samples at Different Tempering Time
QT5的曲线在塑性变形阶段出现了抖动现象。随着回火时间的增加，QT60曲线上抖动现象消失，试样抗拉强度小幅降低，同时延伸率显著提高。QT5试样表现出接近1 700 MPa的超高抗拉强度，而QT60表现出1 410 MPa的抗拉强度，同时还具有接近30%的延伸率。试验用钢的强塑积随着回火时间的增加而提高，在QT60表现出最佳的强塑积，达到41 GPa·%。与其他已报道的先进高强钢相比，经过淬火-回火热处理后的热轧钢体现出超高强的抗拉强度以及与之相匹配的优良塑性。
为了进一步分析不同回火时间回火试样在组织变化很小的情况下对应力学性能变化，分别对QT5、QT10和QT60试样进行SEM和EDS分析，SEM图像及选区奥氏体EDS结果见图5。
图5 SEM图像及选区奥氏体EDS结果Fig.5 SEM Images and EDS Results of Selected Austenite
通过SEM观察，可以发现α相在 “淬火+回火”过程中转换为回火马氏体，随着回火温度升高，马氏体中含碳量降低，碳向碳化物析出和奥氏体转移。对试样中的奥氏体进行EDS分析，可以发现奥氏体中的碳含量随着回火时间的增加而逐渐增加。可以推测在回火过程中，碳从铁素体转移到相邻的超细晶奥氏体中，提高了奥氏体的稳定性，增强了变形过程中的TRIP效应，从而有效的提高了试样的塑性。
TRIP效应在试验用钢的变形机制中起着主导作用，也是力学性能的主要影响因素。而TRIP效应主要受奥氏体含量和奥氏体稳定性两个因素的影响。试验用钢在不同的回火时间下没有发生明显相变，奥氏体含量变化较小，但是塑性的变化却非常显著。因此试验用钢的力学性能变化主要来源于不同回火时间试样奥氏体稳定性的不同。对于奥氏体稳定性较低的试样如QT5，奥氏体在变形初期即迅速转变成为马氏体，剩余的较少的奥氏体很难承担变形而过快的相变也难以提供加工硬化来延缓颈缩。
对拉伸后的试样进行了XRD测试并计算奥氏体体积分数，不同回火时间试样拉伸后的XRD图谱如图6所示。得出QT5、QT10和QT60拉伸后的奥氏体体积分数为7.8%、13.1%和20.6%，可以推断出变形过程中QT5中奥氏体发生相变最多，QT60中奥氏体发生相变最少，这也与上文奥氏体稳定性的推测相对应。因此，在淬火-回火的Fe-8Mn-8Al-0.8C钢中，奥氏体稳定性是决定力学性能的主要因素。
图6 不同回火时间试样拉伸后的XRD图谱Fig.6 XRD Atlas of Specimens at Different Tempering Time after Tensile Test
（1）Fe-8Mn-8Al-0.8C钢热轧后组织为铁素体、奥氏体与κ-碳化物。通过水冷至400℃再空冷的冷却方式可以抑制轧板中对性能有害的晶间κ*-碳化物的生成，有效提升热轧板性能。
（2）Fe-8Mn-8Al-0.8C热轧板在 “淬火+回火”热处理后组织转变为奥氏体+铁素体+回火马氏体三相。热轧板在900℃保温1 h后水淬然后在200℃回火60 min后呈现最优整体力学性能，抗拉强度达到1 410 MPa，延伸率为29.0%，强塑积达到41 GPa·%。
（3）增加回火时间使C元素从铁素体和马氏体配分进入奥氏体，奥氏体中C元素含量增加，增强了变形过程中的TRIP效应，从而有效的提高了试样的塑性，使Fe-8Mn-8Al-0.8C合金钢具有了良好的综合力学性能。
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