孫 建，黃貞益，李景輝，王 萍

(1.安徽工業(yè)大學(xué) 冶金工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243002；2.銅陵學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，安徽 銅陵 244061)

Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼一直是近些年的研究熱點(diǎn)，該體系鋼不僅有著高的強(qiáng)度和優(yōu)異的韌性(屈服強(qiáng)度0.4～1.0 GPa，抗拉強(qiáng)度0.6～2.0 GPa，伸長(zhǎng)率30%～100%)[1-7]，而且擁有著較低的密度。Frommeyer等[7-8]指出，鋼中每添加1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的Al，其密度會(huì)降低1.3%，因此對(duì)實(shí)現(xiàn)節(jié)能減重具有重要研究意義，在汽車工業(yè)、航空航天、國防建設(shè)等領(lǐng)域有著非常廣闊的發(fā)展前景。Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼中基本合金元素Al含量為2%～12%，Mn含量為2%～30%，C含量為0.05%～2%，再配以Si、Ni、Mo、Nb、V、Ti等合金元素進(jìn)行成分優(yōu)化，設(shè)計(jì)出強(qiáng)塑性較為優(yōu)異的輕質(zhì)鋼。根據(jù)熱軋態(tài)主要組成相該體系鋼可分為單一奧氏體鋼、單一鐵素體鋼、奧氏體基雙相鋼和鐵素體基雙相鋼[7]。

奧氏體基Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼一般采用固溶處理和時(shí)效處理相結(jié)合的熱處理方式[9-12]，固溶處理通常是為后續(xù)的時(shí)效處理作前期組織準(zhǔn)備，把各合金元素及第二相充分溶解到基體當(dāng)中去，起到均勻化組織和獲得過飽和固溶體的作用。時(shí)效處理再選擇合適的溫度及時(shí)間，來調(diào)控鋼中第二相(κ-碳化物以及MC等)析出的形態(tài)、大小、分布以及體積分?jǐn)?shù)，以實(shí)現(xiàn)所需的組織和性能。κ-碳化物是該體系鋼經(jīng)過固溶和時(shí)效處理時(shí)，在奧氏體基體當(dāng)中析出，其析出機(jī)制目前尚無確切定論，大量研究表明，κ-碳化物是以調(diào)幅分解的方式在奧氏體中共格析出[2,9-14]，這是目前學(xué)界最普遍的一個(gè)認(rèn)識(shí)。此外，新的研究表明[15]，F(xiàn)e-20Mn-9Al-3Cr-1.2C輕質(zhì)鋼在時(shí)效過程中，未發(fā)現(xiàn)調(diào)幅分解過程中的元素配分現(xiàn)象，奧氏體中κ-碳化物晶核是通過形核機(jī)制直接形成的，這一發(fā)現(xiàn)突破了原有晶內(nèi)納米κ-碳化物形成機(jī)制的認(rèn)知。綜上，固溶和時(shí)效處理工藝對(duì)Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼的組織和性能產(chǎn)生重要影響，固溶時(shí)效處理工藝對(duì)輕質(zhì)鋼析出相的影響還需繼續(xù)進(jìn)行廣泛研究。因?yàn)楹线m的熱處理工藝可以達(dá)到優(yōu)化材料性能的目的，然而工藝不當(dāng)也能惡化材料性能[16]，所以探究固溶時(shí)效處理對(duì)該體系鋼的影響有著十分必要的意義。

本文對(duì)含一定量Si和V的Fe-Mn-Al-C輕質(zhì)鋼進(jìn)行了固溶和時(shí)效處理，采用XRD、OM、SEM等分析手段對(duì)時(shí)效后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行了組織和硬度分析，為該體系鋼后續(xù)的成分優(yōu)化設(shè)計(jì)以及熱處理工藝提供一定的參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用真空感應(yīng)電爐熔煉為50 kg鋼錠，化學(xué)成分如表1所示。鋼錠切去冒口，鍛造加熱溫度1160 ℃，保溫1.5 h，始鍛溫度1140 ℃,終鍛溫度900 ℃以上，鍛造成橫截面尺寸為30 mm×100 mm方坯，水冷至室溫。軋制加熱溫度1200 ℃，保溫時(shí)間2 h，開軋溫度1050 ℃以上，終軋溫度850 ℃以上，7道次軋制成4.5 mm厚板坯，然后空冷至室溫。線切割切取15 mm×20 mm(沿軋制方向)規(guī)格試樣分別經(jīng)950、1000、1050 ℃固溶處理1 h后水冷，然后分別在450、500、550 ℃下保溫5 h后空冷，工藝如圖1所示。金相樣品磨制、拋光后采用4%的硝酸酒精溶液對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行腐蝕，將表面腐蝕液沖洗干凈，在UMT203i 型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用Bruker D8AdvanceX射線衍射儀(Cu靶Kα射線進(jìn)行掃描)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行物相分析，測(cè)試角度范圍10°～110°，步速5°/min，工作電壓40 kV，加速電流200 mA。在華銀布洛維硬度計(jì)上測(cè)定試驗(yàn)鋼的布氏硬度。采用排水法測(cè)得試驗(yàn)鋼密度為7.23 g/cm3。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 試驗(yàn)鋼固溶和時(shí)效處理工藝示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 原始組織

圖2為熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼金相和掃描組織以及XRD測(cè)試結(jié)果。由圖2可知，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼組織為單相奧氏體，在奧氏體基體中存在退火孿晶，孿晶沿著奧氏體晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，部分貫穿于整個(gè)奧氏體晶粒，有的則終止在奧氏體晶內(nèi)。在試驗(yàn)鋼的XRD譜圖中可以發(fā)現(xiàn)，衍射峰強(qiáng)度較高的為奧氏體(γ)的(111)、(200)晶面，如圖2(c)所示。

圖2 試驗(yàn)鋼的原始組織

2.2 固溶和時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)鋼組織的影響

圖3為試驗(yàn)鋼在不同熱處理?xiàng)l件下的顯微組織，由圖3可知，在經(jīng)過不同溫度的固溶和時(shí)效處理后，試驗(yàn)鋼的基體相較于熱軋態(tài)沒有發(fā)生變化，仍為單相奧氏體，且在奧氏體內(nèi)仍然存在著一定數(shù)量的退火孿晶。由圖3(a，b)和圖3(c～e)可以觀察到，在同樣的固溶處理?xiàng)l件下，隨著時(shí)效溫度的升高，試驗(yàn)鋼的奧氏體晶粒尺寸并沒有明顯的變化，說明此時(shí)效處理?xiàng)l件對(duì)試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸影響較弱，間接地說明了時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)鋼的影響效果體現(xiàn)在了第二相的析出方面，也就是奧氏體中過飽和固溶體的調(diào)幅分解以及合金元素配分析出。由圖3(a，c)，圖3(b，d)以及圖3(e，f)可以看出，在相同時(shí)效溫度下，隨著固溶溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸長(zhǎng)大明顯，孿晶數(shù)量逐漸減少，奧氏體晶界逐漸趨向于平直化，當(dāng)固溶溫度由950 ℃升高到1000 ℃時(shí)，晶粒尺寸范圍由10～50 μm擴(kuò)大到50～100 μm。在1050 ℃固溶時(shí)，奧氏體晶粒尺寸最大，為50～200 μm。

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度固溶和時(shí)效后的顯微組織(OM)

為進(jìn)一步分析時(shí)效處理過程中，試驗(yàn)鋼第二相的析出情況以及種類，進(jìn)行了掃描電鏡分析(SEM)，如圖4所示。由圖4(a，b)和圖4(c～e)可以觀察到，在950 ℃和1000 ℃內(nèi)進(jìn)行固溶時(shí)，在同一固溶處理溫度下，隨著時(shí)效溫度的提高，試驗(yàn)鋼組織中呈亮白色析出物數(shù)量逐漸增多，且分布由零星點(diǎn)狀式趨于片狀聚集式分布在奧氏體基體相上。當(dāng)固溶溫度為1050 ℃、時(shí)效溫度為550 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼奧氏體基體中很難再發(fā)現(xiàn)零星點(diǎn)狀式的析出物，而相鄰的析出物相互連接在一起，發(fā)展成為了鏈狀式分布，如圖4(f)中方框區(qū)域所示。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度固溶和時(shí)效后的SEM照片

經(jīng)過EDS分析基體中析出物的成分，結(jié)果如圖5所示。EDS結(jié)果表明，亮白處析出相與基體相并無太大差別，不同的是，亮白色析出物中C和V的含量相對(duì)較高，可以分析白色顆粒為[(Fe,Mn)AlC]類κ-碳化物及VC等，因?yàn)閂為強(qiáng)碳化物形成元素，時(shí)效時(shí)從晶內(nèi)析出，當(dāng)析出量適當(dāng)時(shí)可以起到釘扎晶界、細(xì)化晶粒的作用。

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)950 ℃固溶和500 ℃時(shí)效后的EDS結(jié)果

研究認(rèn)為[3,18]，在低Al和低C的情況下，κ-碳化物的析出化學(xué)驅(qū)動(dòng)力不足，κ-碳化物的形成需要Al元素和C元素在奧氏體基體內(nèi)擴(kuò)散，換言之，κ-碳化物的形成速率由合金內(nèi)Al和C的擴(kuò)散速度決定。所以輕質(zhì)鋼內(nèi)Al和C的含量直接影響了固溶和時(shí)效處理時(shí)第二相的析出效果。試驗(yàn)鋼Al和C含量基本滿足了κ-碳化物的析出化學(xué)驅(qū)動(dòng)力要求。而V強(qiáng)碳化物形成元素的加入，會(huì)對(duì)κ-碳化物的析出動(dòng)力產(chǎn)生影響。通常，時(shí)效處理過程中第二相的析出，會(huì)提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度、硬度，起到第二相強(qiáng)化作用，但這并非絕對(duì)，其還受到析出物的析出形態(tài)、大小、分布以及數(shù)量等因素的影響，與此同時(shí)，奧氏體晶粒大小所產(chǎn)生的細(xì)晶強(qiáng)化效果，以及奧氏體內(nèi)的孿晶所產(chǎn)生的孿晶強(qiáng)化效果等因素會(huì)共同影響試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。

2.3 固溶和時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)鋼硬度的影響

試驗(yàn)鋼在不同固溶和時(shí)效處理?xiàng)l件下的硬度分布見圖6，可以看出，950 ℃固溶1 h、500 ℃時(shí)效5 h時(shí)，硬度達(dá)到最大值202.7 HBW，而1050 ℃固溶1 h、550 ℃時(shí)效5 h時(shí)，試驗(yàn)鋼硬度最低為157.8 HBW。因此固溶和時(shí)效處理對(duì)試驗(yàn)鋼的硬度影響較為明顯，在相同的時(shí)效工藝下，試驗(yàn)鋼的硬度隨著固溶溫度的升高而降低，在相同的固溶工藝下，隨著時(shí)效溫度的升高，試驗(yàn)鋼硬度呈增大趨勢(shì)。此外，熱處理狀態(tài)下試驗(yàn)鋼的硬度較熱軋態(tài)均出現(xiàn)了明顯降低。

圖6 試驗(yàn)鋼在不同固溶和時(shí)效條件下的硬度值分布

結(jié)合試驗(yàn)鋼的OM和SEM分析結(jié)果，隨著固溶溫度的升高，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸增大，從前文所述Hall-Petch細(xì)晶強(qiáng)化角度理解，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸增大，硬度值降低，這與試驗(yàn)鋼硬度值測(cè)試結(jié)果相一致。在同一固溶溫度下，隨著時(shí)效溫度的升高，試驗(yàn)鋼的硬度呈增大趨勢(shì)，根據(jù)圖4可知，隨著時(shí)效溫度的升高，析出相形態(tài)由零星點(diǎn)狀式變?yōu)槠瑺罹奂?，即第二相析出增?qiáng)，說明隨著時(shí)效溫度的升高，析出強(qiáng)化效果得到一定提高。

通常，第二相κ-碳化物及VC強(qiáng)碳化物等析出對(duì)輕質(zhì)鋼的力學(xué)性能有著重要影響，其形貌細(xì)小且彌散地分布在基體中，會(huì)顯著提高基體強(qiáng)度且?guī)缀醪粨p害韌性，如果尺寸過大或分布不均勻，不僅對(duì)鋼的韌性損傷較嚴(yán)重，還會(huì)降低其強(qiáng)度。此外，對(duì)于Fe-Mn-Al-C系輕質(zhì)鋼固溶和時(shí)效熱處理來說，在固溶過程中的固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、孿晶強(qiáng)化[19]以及時(shí)效處理時(shí)的析出強(qiáng)化，這些強(qiáng)化機(jī)制共同對(duì)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能產(chǎn)生影響。對(duì)于該體系輕質(zhì)鋼后續(xù)還需進(jìn)一步優(yōu)化固溶溫度、固溶時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間，以得到優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

3 結(jié)論

1)隨著固溶溫度的升高，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸隨之增大，在1050 ℃固溶時(shí)，晶粒尺寸范圍達(dá)到50～200 μm。在同一固溶溫度下，時(shí)效溫度的升高對(duì)試驗(yàn)鋼的晶粒長(zhǎng)大影響不明顯。

2)時(shí)效處理時(shí)試驗(yàn)鋼中有第二相析出，隨著時(shí)效溫度的升高，析出相形貌逐漸由零星點(diǎn)狀式到片狀聚集式分布，再到鏈狀形態(tài)分布在奧氏體基體內(nèi)。

3)試驗(yàn)鋼的硬度隨著固溶溫度的升高而降低，隨著時(shí)效溫度升高，試驗(yàn)鋼硬度呈增大趨勢(shì)，在熱處理試驗(yàn)范圍內(nèi)，950 ℃固溶1 h、500 ℃時(shí)效5 h時(shí)，硬度達(dá)到最大值202.7 HBW。