諶思宇 鄭偉森 魯曉剛,2

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444; 2.上海大學(xué)材料基因組工程研究院，上海 200444)

輕質(zhì)Fe- Al- Mn- C系鋼具有高強(qiáng)度、高韌性、低密度、抗沖擊、良好的耐蝕性能和成形性能等優(yōu)點(diǎn)，相比傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼，其減重效果明顯，在未來汽車用鋼領(lǐng)域的發(fā)展?jié)摿薮骩1]。近年來，在Fe- Al- Mn- C系的基礎(chǔ)上，根據(jù)合金元素的配比及熱處理工藝的不同，已經(jīng)生產(chǎn)出了TRIP、TWIP和TRIPLEX鋼(κ- 碳化物析出強(qiáng)化)等優(yōu)質(zhì)高強(qiáng)鋼[2- 4]。為了優(yōu)化輕質(zhì)鋼合金成分及工藝設(shè)計(jì)，準(zhǔn)確可靠的輕質(zhì)鋼合金體系相圖信息必不可少。Fe- Al- Mn- C四元系是輕質(zhì)鋼的基礎(chǔ)體系，其中奧氏體γ、鐵素體α及κ- 碳化物之間的平衡關(guān)系是輕質(zhì)鋼合金體系相圖的關(guān)鍵組成部分。

目前，已有多位學(xué)者對Fe- Al- Mn- C四元系進(jìn)行了試驗(yàn)和熱力學(xué)計(jì)算研究。1990年，Ishida等[5]試驗(yàn)測定了Fe- (0～10)Al- (20～30)Mn- C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)合金在900～1 200 ℃的相平衡，確定了900～1 200 ℃富鐵角等溫截面相圖，并建立了γ相與κ- 碳化物之間的相平衡。2010年，Chin等[6]研究了Fe- Al- Mn- C鋼中κ- 碳化物((Fe,Mn)3AlC)的熱力學(xué)穩(wěn)定性，對Mn- Al- C三元系進(jìn)行了熱力學(xué)評估，并對Fe- Al- C體系中κ- 碳化物的模型進(jìn)行了簡化，建立了Fe- Al- Mn- C四元系的熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫。2015年，Kim等[7]基于CALPHAD方法，試驗(yàn)研究了Fe- Al- (10/40)Mn- C合金在900～1 200 ℃的相平衡，評估了其子體系的熱力學(xué)，并采用三亞點(diǎn)陣模型(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)1(Va,C)1來描述κ- 碳化物，對Fe- Al- Mn- C四元系進(jìn)行了熱力學(xué)優(yōu)化。2017年，Hallstedt等[8]建立了高錳鋼的PrecHiMn- 4數(shù)據(jù)庫，并引入了Fe- Mn- C[9]、Fe- Al- Mn[10]三元系的熱力學(xué)描述，但其仍采用簡單模型(Fe,Mn)3(Al)1(C,Va)1來描述κ- 碳化物。2018年，F(xiàn)artushna等[11]試驗(yàn)測定了Fe- Al- (10～20)Mn- C合金在1 000和1 100 ℃的相平衡，所獲κ- 碳化物單相區(qū)位于碳含量較低區(qū)域，與前人的試驗(yàn)結(jié)果不一致，有待進(jìn)一步驗(yàn)證。通過對比前人試驗(yàn)或計(jì)算所得的Fe- Al- Mn- C等溫截面，發(fā)現(xiàn)其γ+κ兩相區(qū)及γ+α+κ三相區(qū)的優(yōu)化結(jié)果存在著一定的差異，因此本文試驗(yàn)測定了Fe- 9Al- Mn- C合金在1 000 ℃下γ、α及κ- 碳化物三相之間的相平衡，并與現(xiàn)有的Fe- Al- Mn- C體系熱力學(xué)描述進(jìn)行對比，以期獲得較為準(zhǔn)確的相圖數(shù)據(jù)庫，為輕質(zhì)鋼的理論設(shè)計(jì)奠定基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)原料為純鐵(99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、純錳(99.95%)、純鋁(99.99%)及石墨(99.8%)。合金中的碳以Fe- C合金形式加入。采用100 kg LMC/HRS單晶定向凝固設(shè)備感應(yīng)熔煉制備Fe- C合金，并進(jìn)行二次熔煉，以確保成分均勻。采用WK- Ⅱ型真空非自耗電弧爐熔煉合金試樣，熔煉前先融化鈦以減少氧含量。為保證合金成分均勻，將熔煉得到的紐扣錠翻轉(zhuǎn)后重熔6次。制備了8個Fe- Al- (8～30)Mn- (0.4～1.1)C合金紐扣錠，紐扣錠約30 g。采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜儀(ICP)測定紐扣錠的化學(xué)成分，并使用CS600高頻紅外碳硫分析儀測定碳含量。

將紐扣錠封裝在充有氬氣保護(hù)氣氛的石英管中，并置于管式電阻爐進(jìn)行均勻化退火，在1 100 ℃保溫168 h后取出淬火，獲得單一奧氏體相。將退火后試樣線切割成6 mm×6 mm×3 mm的塊狀試樣，然后進(jìn)行1 000 ℃×240 h退火處理。

1.2 試驗(yàn)方法

退火態(tài)試樣經(jīng)研磨、拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后在Leica DM2700M型金相顯微鏡下觀察其顯微組織，用HITACHI SU- 1500型掃描電子顯微鏡和能譜儀(SEM- EDS)測定并分析其微觀結(jié)構(gòu)及成分，初步判定合金的物相組成。使用JEOL JXA- 8230F電子探針顯微分析儀(EPMA)測定合金中各相的微區(qū)成分，測5個點(diǎn)取平均值。由于碳元素屬于超輕元素，碳含量測定的誤差明顯大于金屬元素測定的誤差，因此本文對EPMA所測得的各元素含量，除去碳元素后進(jìn)行了歸一化計(jì)算。

采用D/MAX2500V PC型X射線衍射儀對試樣物相進(jìn)行分析，Cu靶Kα射線，管電壓40 kV，管電流250 mA，掃描范圍為40°～100°，掃描速度2 (°)/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 相平衡分析

Fe- Al- Mn- C合金在1 000 ℃退火240 h后的金相照片如圖1所示。可見，僅有1號合金處于三相平衡狀態(tài)，2號～8號合金均為兩相組織。圖2為Fe- Al- Mn- C合金的幾種典型組織。1號合金處于γ+α+κ- 碳化物三相平衡，其中灰黃色基體為γ相，均勻分布在γ相周圍的是塊狀灰白色α相，在α相邊緣或α/γ相界上的是深灰色的κ- 碳化物。2號合金的基體為γ相，少量細(xì)長條狀的α相沿晶界析出。3號～6號合金均處于γ+α兩相平衡，兩相均勻分布。7號和8號合金的基體均為灰黃色γ相，其中7號合金中的塊狀深灰色κ- 碳化物沿晶界析出，8號合金中的κ- 碳化物只在晶界少量析出。

圖3為1號～8號退火態(tài)合金試樣的X射線衍射圖譜?？梢钥闯觯?號合金為γ、α和κ三相平衡；2號～6號合金為γ+α兩相，7號、8號合金均為γ+κ兩相平衡，進(jìn)一步證實(shí)了OM、SEM- EDS的結(jié)果。

圖1 Fe- Al- Mn- C合金經(jīng)1 000 ℃退火240 h后的金相照片F(xiàn)ig.1 Microstructures of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

圖2 Fe- Al- Mn- C合金經(jīng)1 000 ℃退火240 h后的幾種典型SEM照片F(xiàn)ig.2 Several typical SEM images of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

圖4為幾種典型退火態(tài)合金試樣的EPMA成分分析圖。表1列出了1號～8號合金成分及其各相的平均成分。結(jié)合表1和顯微組織觀察可以看出，當(dāng)1號、2號和8號合金試樣中Al和C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為9.0%和1.0%時，隨著Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加(8.0%～18.0%)，γ相含量逐漸增加，這與Mn為奧氏體穩(wěn)定化元素有關(guān)。當(dāng)1號、3號和4號合金試樣中Al和Mn元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為9.0%和8.5%時，隨著C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加(0.4%～0.9%)，γ相含量逐漸增加，α相含量逐漸減少，κ相沿α相邊界析出。當(dāng)2號、5號和6號合金試樣中Al和Mn元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為9.0%和13.0%時，隨著C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加(0.4%～1.1%)，γ相含量逐漸增加，α相含量逐漸減少，當(dāng)C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.1%時，α相沿晶界析出。

圖3 Fe- Al- Mn- C合金經(jīng)1 000 ℃退火240 h后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

2.2 相平衡試驗(yàn)與計(jì)算結(jié)果的對比

分別利用Chin等[6]、Kim等[7]和Hallstedt等[8]優(yōu)化的Fe- Al- Mn- C數(shù)據(jù)庫對試驗(yàn)合金在1 000 ℃時的相平衡進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算，并與本文的試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行比較，如表2所示。此外，對Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為7.6%、9.0%和9.5%的Fe- Al- Mn- C四元系在1 000 ℃時的等溫截面圖進(jìn)行計(jì)算，并與本文的試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行比較，如圖5所示。

圖4 幾種典型退火態(tài)合金試樣的EPMA成分分析Fig.4 EPMA analysis of several typical as- annealed alloy samples

從圖5可以看出，隨著Al含量的增加，F(xiàn)e- Al- Mn- C四元系1 000 ℃等溫截面相圖中γ+α+κ三相區(qū)出現(xiàn)并逐漸擴(kuò)大，α單相區(qū)逐漸擴(kuò)大，而γ單相區(qū)逐漸減小，這與Al是鐵素體穩(wěn)定化元素有關(guān)。進(jìn)一步比較發(fā)現(xiàn)，3號～6號合金的相關(guān)系試驗(yàn)結(jié)果與Chin等、Kim等和Hallstedt等的相圖計(jì)算結(jié)果一致。值得注意的是，1號合金的組織為γ+α+κ三相，而Chin等、Kim等和Hallstedt等的相圖計(jì)算結(jié)果均為γ+α兩相區(qū)。此外，7號、8號合金的組織為γ+κ兩相，而Chin等、Kim等和Hallstedt等的計(jì)算結(jié)果均為γ單相區(qū)。由此可見，前人所描述的κ- 碳化物的穩(wěn)定性較低，這可能與其采用的κ- 碳化物熱力學(xué)模型有關(guān)。

表1 Fe- Al- Mn- C合金的化學(xué)成分及其在1 000 ℃時的平衡相組成(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of Fe- Al- Mn- C alloys and its phase equilibrium compositions at 1 000 ℃(mass fraction) %

注：*表示w(Fe)=100%-w(Al)-w(Mn)-w(C)，其中:Al和Mn的含量用ICP測定，C含量用碳硫分析儀測定

表2 采用相圖計(jì)算與試驗(yàn)測定的1 000 ℃相平衡比較Table 2 Comparison between the calculated and experimentally detected phase equilibria at 1 000 ℃

圖5 Fe- Al- Mn- C四元系在1 000 ℃時的等溫截面相圖及試驗(yàn)數(shù)據(jù)Fig.5 Isothermal sections of Fe- Al- Mn- C quaternary system at 1 000 ℃

對比還發(fā)現(xiàn)，C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%合金的相平衡試驗(yàn)結(jié)果與Chin等、Kim等和Hallstedt等的相圖計(jì)算結(jié)果不一致，這可能是前人優(yōu)化時所用的高碳區(qū)試驗(yàn)數(shù)據(jù)不充分所致。因此，有必要依據(jù)本文試驗(yàn)數(shù)據(jù)對Fe- Al- Mn- C四元系數(shù)據(jù)庫進(jìn)行修正。

3 結(jié)論

(1) 結(jié)合合金法與OM、XRD、SEM及EPMA等分析手段，試驗(yàn)測定了Fe- 9Al- Mn- C四元合金在1 000 ℃時的相平衡關(guān)系，研究發(fā)現(xiàn)κ- 碳化物具有較高的穩(wěn)定性。

(2) 通過對比本文試驗(yàn)數(shù)據(jù)與現(xiàn)有的Fe- Al- Mn- C體系熱力學(xué)描述，發(fā)現(xiàn)現(xiàn)有Fe- Al- Mn- C熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫不能很好地描述高碳區(qū)相平衡，因此有必要對其進(jìn)行修正。