固溶處理對Fe-30Mn-10Al-1C低密度鋼組織及力學(xué)性能的影響

付錫彬， 孟少博， 劉文勝， 張 可， 李昭東， 曹燕光， 章小峰， 雍岐龍

(1. 安徽工業(yè)大學(xué) 冶金工程學(xué)院， 安徽 馬鞍山 243032；2. 鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院， 北京 100081)

近年來，世界能源問題、環(huán)境問題以及安全問題日益嚴(yán)重，汽車安全輕量化、工程機械輕質(zhì)高參數(shù)化、航空航天飛行器減重增程、海洋工程與船舶裝備輕質(zhì)高強耐蝕等成為研究熱點，使用輕質(zhì)鋼或超高強度鋼替代傳統(tǒng)鋼，有望實現(xiàn)輕量化設(shè)計，因此開發(fā)具有更高強度和韌性以及更低密度的鋼種有著重要意義。Fe-Mn-Al-C輕質(zhì)鋼具有高強度、高塑性、耐蝕性以及更低的密度等諸多優(yōu)點，有望作為高端裝備輕量化、環(huán)境友好型的備選材料[1]。

Fe-Mn-Al-C低密度鋼按基體組織不同可分為4類：鐵素體低密度鋼[2-3]、鐵素體雙相低密度鋼[4-5]、奧氏體雙相低密度鋼[6-7]和奧氏體低密度鋼[8-9]。高錳高鋁含量的奧氏體雙相低密度鋼和奧氏體低密度鋼，由于具有較高的強度以及良好的塑性，有較高的應(yīng)用價值和研究潛力[10]。研究表明[11]，每添加1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的Al大致可以使鋼的密度降低1.3%。Mn的加入則可以擴大奧氏體相區(qū)，還可以通過提高鋼的層錯能使Fe-Mn-Al-C鋼的變形機制由相變或?qū)\晶誘導(dǎo)塑性轉(zhuǎn)變?yōu)槲дT發(fā)塑性。然而，Mn含量過高卻容易在鋼中產(chǎn)生β-Mn脆性相，極易引起鋼材脆性斷裂[12]。因此合理調(diào)控各元素含量和熱處理工藝對Fe-Mn-Al-C鋼尤為重要。Li等[13]研究表明，Si元素的添加不僅可以通過其固溶強化提高Fe-Mn-Al-C鋼的強度，而且還可以通過降低鋼的層錯能來提高其加工硬化能力。陳興品等[14]通過控制不同C含量制備了雙相和單相奧氏體鋼，發(fā)現(xiàn)C含量的增加使雙相鋼的延展性增強，而單相奧氏體鋼的延展性卻由于κ碳化物的影響而變低。當(dāng)Al含量超過5.5%、C含量超過0.7%時，就會在晶界處產(chǎn)生粗大的晶間κ碳化物，從而對鋼的塑性產(chǎn)生不利影響[15]。還有研究指出[16]，晶界位置的κ碳化物會導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而使材料的韌性下降。

綜上可知，晶間κ碳化物易對低密度鋼的塑韌性造成不利影響。因此有必要通過固溶處理來調(diào)控κ碳 化物對鋼組織和性能的影響。本文通過研究固溶溫度對高錳高鋁Fe-Mn-Al-C鋼組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律，以期得到性能更為優(yōu)異的低密度鋼。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為30Mn、10.43Al、1.03C、1Si、0.05Nb，余量Fe。鋼錠經(jīng)1150 ℃保溫2 h后鍛成100 mm(寬)×60 mm (厚)的鍛坯，再經(jīng)8道次熱軋成12 mm厚鋼板，熱軋板直接水淬至室溫。

試驗鋼使用ZSX-8-12型熱處理爐分別在950、1000、1050 ℃固溶處理2 h后水冷至室溫。試樣經(jīng)研磨拋光后使用10%硝酸酒精溶液腐蝕，利用Zeiss 40MAT光學(xué)顯微鏡和FEI Quanta650熱場發(fā)射掃描電鏡觀察其顯微組織。拉伸試驗按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進(jìn)行，將熱處理后的板材加工成尺寸為φ5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在WE-300拉伸試驗機上進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸試樣垂直于軋向取樣。TEM試樣制成薄膜樣品，電解雙噴溶液為10%高氯酸酒精溶液，使用JEM-2100型透射電鏡進(jìn)行精細(xì)表征。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 固溶處理對微觀組織的影響

圖1為Fe-Mn-Al-C鋼不同溫度固溶后的OM圖像。由圖1可知，不同固溶溫度下的組織均為奧氏體，軋態(tài)晶粒細(xì)小且均勻。950 ℃固溶時晶粒尺寸略有長大，并在晶粒內(nèi)部觀察到有少量退火孿晶出現(xiàn)(見圖1(b))，隨著固溶溫度升高至1000 ℃，晶粒尺寸明顯增大且晶內(nèi)退火孿晶不斷增加，孿晶界逐漸貫穿到整個晶粒(見圖1(c))，1050 ℃固溶時，晶粒尺寸增長迅速，由于晶粒尺寸增大導(dǎo)致孿晶界密度有所減小(見圖1(d))。

圖1 試驗鋼經(jīng)不同溫度固溶后的OM圖像Fig.1 OM images of the tested steel after solution treatment at different temperatures(a) 軋態(tài) (as-rolled)； (b) 950 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1050 ℃

對Fe-Mn-Al-C鋼經(jīng)不同溫度固溶后的晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計，得到如圖2所示的晶粒尺寸圖。由圖2(a)可見，不同固溶溫度下的平均晶粒尺寸分別為12、34、62和138 μm。結(jié)合圖2(b)分析可知，950～1000 ℃固溶過程中，平均晶粒尺寸變化較小，而最大晶粒尺寸卻明顯增大，說明固溶過程中出現(xiàn)了大小晶粒共存的混晶現(xiàn)象。

圖2 試驗鋼中奧氏體晶粒尺寸與固溶溫度的關(guān)系(a)平均晶粒尺寸；(b)最大晶粒尺寸Fig.2 Relationship between austenite grain size of the tested steel and solution temperature(a) average grain size; (b) maximum grain size

圖3為各固溶溫度下晶粒尺寸的分布圖，其二項式擬合結(jié)果與各溫度下平均晶粒尺寸均比較接近，說明本試驗數(shù)據(jù)具有較高的可靠性。軋態(tài)晶粒尺寸主要集中在3～21 μm，晶粒尺寸越細(xì)小，細(xì)晶強化能力越強。950 ℃固溶時，晶粒尺寸主要集中在20～50 μm，尺寸在50 μm以上的晶粒僅不足10%。值得注意的是，1000 ℃固溶時，其二項式擬合曲線為半峰，結(jié)合金相來看，其原因在于此溫度下，晶粒尺寸增長迅速，既存在大量小晶粒，又因溫度較高部分晶粒迅速增大，導(dǎo)致其晶粒尺寸分布范圍擴大，雖然平均晶粒尺寸較小，但還是存在部分尺寸較大的晶粒，100 μm以上的晶粒約占20%。經(jīng)1050 ℃固溶后，試驗鋼的晶粒尺寸明顯增大，60 μm 以下的晶粒已不足5%。

圖3 試驗鋼經(jīng)不同溫度固溶后的奧氏體晶粒尺寸分布Fig.3 Austenite grain size distribution of the tested steel after solution treatment at different temperatures(a) 軋態(tài) (as-rolled)； (b) 950 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1050 ℃

2.2 固溶溫度對析出相的影響

圖4為各固溶溫度下試驗鋼的SEM圖像。由圖4(a)可見，試驗鋼晶界位置分布著許多尺寸約0.2 μm的不規(guī)則粒狀κ碳化物。950 ℃固溶時，觀察到晶界位置的κ碳化物尺寸增大到2 μm左右，這是由于第二相的析出和回溶是一個動態(tài)的過程，晶間κ碳化物的析出溫度約為940 ℃，與此時的固溶溫度比較接近，同時由于保溫時間較長，κ碳化物出現(xiàn)部分回溶、部分析出長大的現(xiàn)象，950 ℃固溶過程中，雖然晶界位置的κ碳化物尺寸增大，但對晶界仍存在部分釘扎作用。隨著固溶溫度升高至1000 ℃和1050 ℃，晶界位置的κ碳化物已基本全部回溶至奧氏體基體，此時晶界由于沒有κ碳化物的釘扎導(dǎo)致晶粒尺寸明顯長大。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同溫度固溶后的SEM圖像Fig.4 SEM images of the tested steel after solution treatment at different temperatures(a) 軋態(tài) (as-rolled)； (b) 950 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1050 ℃

圖5為軋態(tài)和1000 ℃固溶時試驗鋼的TEM暗場像及其衍射斑點。由圖5可知，軋態(tài)和固溶態(tài)均存在納米級κ碳化物，軋態(tài)的κ碳化物尺寸較大，分布較為分散并且數(shù)量較少，固溶態(tài)的κ碳化物尺寸細(xì)小且分布均勻，近乎彌散分布，尺寸約為3 nm，粒子密度約為3/100 nm2。結(jié)合SEM圖像可知，試驗鋼經(jīng)過固溶處理后，微米級κ碳化物已近乎全部固溶，納米級粒子也應(yīng)全部固溶，但TEM圖像卻觀察到了納米粒子的存在，由此推斷納米級的κ碳化物是在固溶后的淬火過程中產(chǎn)生的。近期，Zhang等[17]通過試驗驗證了κ碳 化物的形核機制并非調(diào)幅分解，而是經(jīng)典的形核長大。根據(jù)固體中的經(jīng)典形核理論[18]，γ奧氏體中析出κ碳化物的最小活化能壘可以表示為：

圖5 試驗鋼的TEM暗場像及衍射斑點(a,b)軋態(tài)；(c,d)1000 ℃固溶Fig.5 TEM dark-field images and diffraction spots of the tested steel(a,b) as-rolled; (c,d) solution treated at 1000 ℃

(1)

式中：γκ/γ為κ碳化物與γ奧氏體之間的界面能；ΔGV為單位體積κ碳化物的化學(xué)驅(qū)動力；ΔGS為彈性應(yīng)變能。式(1)中，界面能和彈性應(yīng)變能又可進(jìn)一步表示為[17]：

(2)

(3)

其中，晶格失配度δ可表示為：

(4)

式中：ε為κ碳化物與γ奧氏體間的相互作用能；(c-c0)為原子核的實際成分與公稱成分之差；d為界面厚度；E為楊氏模量；v為泊松比；aκ和aγ分別為κ碳化物和γ奧氏體的晶格參數(shù)。納米κ碳化物與奧氏體基體間是完全共格的，因此κ與γ間的晶格錯配度也很小。

Fe-Mn-Al-C鋼中κ碳化物的析出界面能大致為0.025 J/m2，相比之下，遠(yuǎn)低于Cu-Al合金中鋁基體形成GP區(qū)所需的界面能(約為0.115 J/m2)[19]。另外，文獻(xiàn)[20]指出，κ碳化物與γ奧氏體的組成成分十分接近，由此導(dǎo)致(c-c0)的值近乎為0。因此在κ碳化物形成的初始階段，界面能和彈性應(yīng)變能都很小，則κ碳 化物析出的活化能壘也應(yīng)該很小。淬火過程中較快的冷速提供了很大的過冷度，也大大增加了κ碳化物沉淀的驅(qū)動力，因此在淬火過程中析出了大量的納米κ碳化物。

2.3 固溶溫度對力學(xué)性能的影響

圖6為試驗鋼經(jīng)不同溫度固溶后的拉伸性能。由圖6可知，隨著固溶溫度由950 ℃升高至1050 ℃，其抗拉強度和屈服強度均逐漸降低，而伸長率則不斷升高，由53.2%升高至61.4%。試驗鋼軋態(tài)時的抗拉強度和屈服強度最高，分別為1188 MPa和1123 MPa，伸長率最小，約為33.3%。1050 ℃固溶后，抗拉強度和屈服強度最低為853 MPa和726 MPa，伸長率增大至61.4%。試驗鋼經(jīng)固溶處理后的斷后伸長率明顯高于軋態(tài)，并且隨著固溶溫度的升高，斷后伸長率不斷提高，這是由于晶粒尺寸的增大，應(yīng)力集中促使臨近晶粒的滑移系提前開動，增加了塑性變形的協(xié)調(diào)性。納米級NbC粒子以及淬火過程中奧氏體晶內(nèi)析出的大量納米級κ碳化物提供了一定的析出強化作用(見圖4(a)和圖5(a，b))，并且數(shù)量較多的孿晶使得試驗鋼在保持高塑性的狀態(tài)下還具有較高的強度。隨著固溶溫度的升高，試驗鋼的晶粒尺寸不斷增大，細(xì)晶強化能力不斷減弱，同時由于晶界位置的κ碳化物回溶至基體(見圖4(c，d))，導(dǎo)致試驗鋼強度不斷下降。其中，細(xì)晶強化增量可由Hall-Petch[21]公式進(jìn)行計算：

圖6 試驗鋼不同溫度固溶后的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of the tested steel after solution treatment at different temperatures

σg=kyn-0.5

(5)

式中：ky為常數(shù)，此處取24.3 MPa·mm0.5；n為有效晶粒尺寸，mm。

將圖2中得到的平均晶粒尺寸代入式(5)，求得軋態(tài)及950～1050 ℃不同溫度固溶狀態(tài)下的細(xì)晶強化增量分別為217、133、97和65 MPa，細(xì)晶強化增量逐漸減小。

3 結(jié)論

1) Fe-30Mn-10Al-1C鋼在熱軋及固溶處理后，組織均為奧氏體，固溶處理后強度相對軋態(tài)下降，但塑性大幅提升。軋態(tài)抗拉強度最高為1183 MPa，伸長率最小約為33%，1050 ℃固溶時抗拉強度最低為853 MPa，伸長率增大至61%。

2) 隨著固溶溫度的升高，退火孿晶量不斷增加，但由于晶粒尺寸也不斷長大，孿晶密度逐漸減小，軋態(tài)及各溫度下的細(xì)晶強化增量分別為217、133、97和65 MPa。

3) 隨固溶溫度升高，微米級κ碳化物全部回溶，由于成核能壘很小以及淬火導(dǎo)致的較大析出驅(qū)動力，淬火冷卻過程中奧氏體晶粒內(nèi)均生成大量納米κ碳化物，提供析出強化的作用。