一種析出強化型Fe-C-Mn-Ni奧氏體合金鋼的微觀組織和力學性能

卜林森,2，王 敏2，郝慶國2，楊 旗2，李 偉

(1.上海理工大學材料科學與工程學院，上海 200093；2.上海材料研究所，上海市工程材料應用與評價重點實驗室，上海 200437)

0 引 言

奧氏體鋼具有延展性好、加工硬化率高、熱膨脹系數大和無磁性等特性，在機械制造、汽車工業等領域具有良好的應用前景。奧氏體合金鋼通過在鋼中添加碳、錳、鎳等奧氏體穩定化元素合金化獲得，其變形機制依賴于奧氏體的堆垛層錯能(SFE)[1-3]。SFE與合金元素含量及微觀結構密切相關。一般而言，隨SFE增加，奧氏體合金鋼的變形機制依次為相變誘導塑性(Transformation-Induced Plasticity，TRIP)機制、孿晶誘導塑性(Twinning-Induced Plasticity，TWIP)機制、平面位錯滑移(Planar Dislocation Glide，PDG)機制[4-8]。以TRIP機制變形時，奧氏體處于亞穩狀態，在塑性變形過程中會發生α′或(和)ε馬氏體相變，從而使合金維持高加工硬化率[6]。以TWIP機制進行塑性變形時，盡管位錯滑移仍為主要變形模式，但奧氏體晶內會不斷形成變形孿晶；變形孿晶能夠減小可動位錯“平均自由程”，從而使合金鋼的變形抗力持續增加，即變形孿晶呈現“動態Hall-Petch效應”[7,9]。PDG機制又稱微帶誘導塑性(Microband-Induced Palsticity，MBIP)機制，合金鋼(通常富含鋁元素)以該機制塑性變形時會表現出平面滑移特征；隨應變增加，奧氏體晶內持續形成微變形帶，變形帶相互交錯使合金鋼維持高加工硬化能力[8,10]。

上述3類變形機制均能提高合金鋼的塑性和強度。此外，析出強化也是常用的能顯著提高奧氏體合金鋼強度的技術手段之一[11-16]。通過合理的固溶時效處理，與奧氏體保持某種共格或半共格位向關系的析出相在基體中呈彌散分布。這些析出相的幾何尺寸為納米級別，能有效釘扎可動位錯，阻礙位錯運動，從而提高合金鋼的強度。當納米析出相具有良好的高溫熱穩定性時，合金鋼可應用于高溫環境[15-16]。作者制備了一種新型析出強化型奧氏體合金鋼，并對其固溶和時效處理后的顯微組織與室溫力學性能進行了研究，以期為此類奧氏體合金鋼的進一步開發提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為Fe-C-Mn-Ni-X奧氏體合金鋼(X為鉻、釩等元素，具體成分暫不公開)，其中X易與碳結合在奧氏體基體中形成碳化物，碳和錳的含量均處于中等水平，錳起到替代部分鎳元素的作用。采用真空感應爐熔煉鑄錠，然后在1 150 ℃下鍛造成規格為φ40 mm的圓棒，鍛造比約為9。將鍛造圓棒在1 200 ℃下固溶處理2 h，水淬至室溫，再在650，700，750 ℃時效處理025 h，空冷至室溫。將固溶態試樣記為“SHT”，時效態試樣記為“SHT-A”，如“SHT-A700/4”表示固溶處理試樣在700 ℃下時效處理4 h。

1.2 試驗方法

將試樣進行機械研磨、拋光，利用HV-1000型顯微硬度計測定維氏硬度，加載載荷為4.9 N，保載時間為10 s，每個試樣測試6次取平均值。采用WDW-100型微機控制電子萬能試驗機進行拉伸試驗，棒狀試樣標距段尺寸為φ5 mm×25 mm，夾持端加工成M10的螺紋。在工程應變小于2%時，應變速率約為0.000 25 s-1；工程應變超過2%后，應變速率約為0.006 7 s-1。至少測兩個平行試樣。

金相試樣經研磨、拋光后，用由2 g CuCl2+40 mL HCl+40 mL C2H5OH配制而成的溶液進行腐蝕，利用Axio Imager M2m型光學顯微鏡(OM)和Quanta FEG 45型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。截取片狀試樣，將其研磨減薄至厚度5060 μm，利用沖孔器沖成尺寸為φ3 mm的小圓片，然后用10%(體積分數，下同) HClO4+90% C2H5OH電解液進行電解雙噴，采用配備有X射線能譜儀(EDS)的JEOL ARM-200F型球差矯正場發射透射電鏡(TEM)觀察微觀結構，分析微區成分。

截取尺寸為10 mm×10 mmX10 mm的試樣，經機械研磨與拋光后，用質量分數2%的稀鹽酸腐蝕1 min，并用酒精沖洗干凈。利用Bruker-AXS D8 Discover型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，采用銅靶，Kα射線，管電壓和管電流分別為40 kV，40 mA，掃描步長為0.02°，掃描范圍為30°100°。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織與元素分布

由圖2可以看出，經700 ℃時效處理4 h后，合金鋼基體中鐵和錳元素的分布較為均勻，釩元素偏聚區域與碳化物析出相的位置一致，說明時效處理后，Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼中主要形成了釩的碳化物(VC)。VC具有FCC晶體結構[17]，這與圖1(d)中選區電子衍射花樣分析結果相吻合。鉻元素在合金

圖1 SHT試樣和SHT-A700/4試樣的顯微組織Fig.1 Microstructures of SHT (a,c) and SHT-A700/4 (b,d) specimens: (a-b) OM morphology; (c) SEM morphology and(d) TEM morphology and selected area electron diffraction pattern

圖2 SHT-A700/4試樣中碳化物TEM形貌及元素分布Fig.2 TEM morphology of carbide (a) and elements distribution (b-e) of SHT-A700/4 specimen: (b) iron; (c) manganese;(d) chromium and (e) vanadium

內部分布較為均勻，其可以取代部分VC晶體中的釩原子，形成(V, Cr)C。但是，不排除有鉻的碳化物從合金鋼基體中析出。

由圖3可知：固溶態和時效態試樣的XRD譜中均存在明顯的奧氏體衍射峰，無VC析出相的衍射峰，這是由于碳化物體積分數過低所致；經700 ℃時效處理4 h后，奧氏體衍射峰明顯寬化，這是由于碳化物的大量析出導致奧氏體晶格結構發生了畸變。

圖3 SHT試樣及SHT-A700/4試樣的XRD譜Fig.3 XRD patterns of SHT and SHT-A700/4 specimens

圖4 固溶態Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼的時效硬化曲線Fig.4 Age hardening curves of solid solution treated Fe-C-Mn-Ni-Xalloy steel

2.2 力學性能

由圖4可以看出：固溶態Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼在650750 ℃范圍內表現出很強的時效硬化能力。當時效溫度為750 ℃時，硬度在3 h內迅速達到峰值(約為425 HV)，時效時間繼續延長，硬度逐漸下降；時效溫度為700 ℃時，硬度在5 h左右達到峰值(約為455 HV)，并在隨后的5 h內基本保持不變，此后則緩慢下降；當時效溫度降低至650 ℃時，硬度在3 h內迅速增加，隨后增加速率減小，時效24 h后硬度達470 HV?？梢姽倘軕BFe-C-Mn-Ni-X合金鋼的硬度變化與時效溫度和時效時間密切相關。

由圖5可知，經700 ℃時效處理4 h、750 ℃時效處理30 h后，試樣的屈服強度從固溶態的375 MPa分別提高至1 080，657 MPa，抗拉強度從718 MPa分別提高至1 190，956 MPa，斷后伸長率從45%降至14%，17%，加工硬化率也明顯下降。時效過程中晶內碳化物析出相對位錯滑移的阻礙作用是導致屈服強度升高和加工硬化率降低的主要原因[8,10]。塑性下降則是由于時效處理試樣無法維持高加工硬化能力導致的。盡管SHT-A700/4試樣具有較高的屈服強度和抗拉強度(對應于高硬度)，但其表現出明顯的“加工軟化”特征，非均勻變形量(即工程應力-應變曲線上最大應力處至試樣斷裂所經歷的應變量)高達9%；SHT-A750/30試樣的加工硬化率較SHT-A700/4試樣的高，但非均勻變形量只有4%。真應力-真應變曲線和加工硬化率-真應變曲線也體現了上述特點。

圖5 固溶態及時效態試樣的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of solid solution treated and aged specimens: (a) engineering stress-strain curves; (b) true stress-true strain andwork hardening-true strain curves and (c) yield strength, tensile strength and elongation

由圖6可以看出:固溶態試樣拉伸斷口存在大量韌窩，為典型的韌性斷裂特征;部分韌窩內可以觀察到顆粒物，這些顆粒極有可能是在合金制備過程中形成(如模鑄凝固時形成的初生相或熱加工時不斷粗化的基體顆粒物)，在固溶處理時未能溶入基體而殘留下來的。SHT-A700/4試樣拉伸斷口存在沿晶界擴展的裂紋和少量淺韌窩，表現為韌脆混合斷裂特征。時效過程中一些碳化物會在奧氏體晶界處析出，導致部分晶界強度低于晶內強度；在拉伸過程中這部分晶界易成為裂紋源，使合金鋼拉伸失效模式由韌性斷裂轉變為韌脆混合斷裂。

2.3 分析與討論

Fe-C-Mn-Ni-X奧氏體合金鋼經固溶處理后合金元素處于過飽和狀態，在后續時效過程中晶內和晶界析出VC相。與其他奧氏體合金鋼[16,18-19]類似，在時效初期，VC相以與基體呈共格關系的納米顆粒狀形態析出，此時奧氏體基體和析出相界面附近存在較小的彈性應變能。隨時效時間延長，析出相不斷長大粗化，且數量增加，基體與析出相界面附近的彈性應變能顯著增加。為減小彈性應變能和合金體系總自由能，基體與析出相之間的共格位向關系逐漸被半共格和非共格關系取代。析出相的形貌、尺寸與時效溫度和時間密切相關。在700 ℃時效4 h后，合金鋼中的納米VC析出相與奧氏體基體保持著共格或半共格位向關系。作者雖未表征更高溫度、更長保溫時間下時效析出碳化物的形貌和晶體學特征，但可以推測，在高溫、長時間時效下，析出相更易失去與基體的共格關系。

圖6 SHT試樣和SHT-A700/4試樣的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of SHT (a) and SHT-A700/4 (b) specimens

析出相對基體的強化作用依賴于其自身的尺寸、數量及其與位錯的相互作用(即形變位錯切過或繞過析出相)等，析出相數量的增加、尺寸的減小均會提高析出強化效果。當析出相含量一定，并與基體處于共格或半共格狀態時，其尺寸通常較為細小，時效后合金的硬度和強度可以達到最大值[20-22]。提高時效溫度可促進碳化物析出，但溫度過高、時間過長容易造成析出相粗化，使合金硬度和強度降低，即發生過時效。固溶態試樣在650 ℃時效24 h內，硬度隨時間延長持續增加，這是由于低溫條件下不容易發生過時效。但可合理推測，隨時效時間進一步延長，析出相會發生粗化，含量不斷增加，合金硬度在達到峰值后逐漸降低。

SHT-A700/4試樣表現出的加工軟化特征在析出強化型Fe-Mn-Al-C奧氏體合金鋼中較為常見[8,10]，這是由基體可動位錯切過碳化物析出相引起的滑移面軟化(即在塑性變形過程中，滑移面上的位錯在碳化物前發生堆積，當領頭位錯切過碳化物繼續滑移時，后續位錯能很容易地掃過滑移面而無需借助交滑移來實現塑性變形)現象導致的。SHT-A700/4試樣中的納米VC析出相與奧氏體基體呈共格或半共格關系，這為基體可動位錯切過碳化物顆粒和加工軟化提供了有利條件。而對于SHT-A750/30試樣，由于時效溫度提高、時間延長，析出相會明顯粗化，這意味著基體可動位錯的平均自由程增加，位錯增殖和交互作用加劇，進而導致試樣加工硬化率升高。為了明確析出相的強化效果和作用機制，需要進一步深入研究與基體晶體學位向關系不同、尺度不同的析出相與奧氏體可動位錯間的相互作用。

3 結 論

(1) 固溶態和時效態Fe-C-Mn-Ni-X (X為鉻、釩等元素)奧氏體合金鋼組織相差不大；經700 ℃時效處理4 h后，合金鋼基體中彌散分布著大量納米VC相，其與奧氏體基體相間存在共格或半共格位向關系。

(2) 固溶態Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼在650750 ℃范圍內表現出很強的時效硬化能力；隨時效溫度升高，合金鋼硬度達到峰值的時間縮短，峰值硬度降低。

(3) 時效處理后，固溶態Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼的屈服強度和抗拉強度顯著增加，斷后伸長率和加工硬化指數則明顯下降，拉伸失效模式由韌性斷裂轉變為韌脆混合斷裂；在700 ℃時效4 h后，合金表現出加工軟化特征，隨時效溫度升高和時效時間延長，合金鋼的強度降低，但加工硬化能力顯著增強。