倪呈軍 劉營凱 王白冰 祖武杰 史 文

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

隨著全球經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展，汽車越來越多地進(jìn)入到大眾的生活中，汽車年產(chǎn)量也逐年增加，環(huán)境污染、能源枯竭也接踵而至，減少二氧化碳排放、降低能源消耗迫在眉睫。汽車輕量化是實(shí)現(xiàn)降低能耗、減少排放的最有效措施之一[1- 3]。輕質(zhì)高強(qiáng)Fe- Mn- Al- C鋼因其具有較高的抗拉強(qiáng)度、良好的塑性以及較低的密度，正在成為未來汽車用鋼的研究方向[4- 9]。Fe- Mn- Al- C鋼是在高錳鋼的基礎(chǔ)上增加了Al含量，一方面能有效提高鋼的層錯能，同時也促進(jìn)了κ- 碳化物的形成[10- 15]，而控制κ- 碳化物的形成能有效提高輕質(zhì)Fe- Mn- Al- C鋼的力學(xué)性能。Gutierrez- Urrutia等[12]研究表明，F(xiàn)e- 30.5Mn- 8.0Al- 1.2C鋼在600 ℃退火，獲得了納米級的κ- 碳化物均勻分布于奧氏體基體中的兩相組織，其抗拉強(qiáng)度達(dá)1 000 MPa，斷后伸長率達(dá)30%。Rahnama等[16]研究表明，在時效過程中，隨著時效時間的延長，κ- 碳化物數(shù)量增多，同時發(fā)生粗化。粗化的κ- 碳化物惡化了鐵素體基輕質(zhì)鋼的性能[17]。因此，合理控制不同溫度下κ- 碳化物析出的數(shù)量和尺寸對提高輕質(zhì)Fe- Mn- Al- C鋼的力學(xué)性能至關(guān)重要。如張巧霞等[18]利用DSC法研究了Al- 0.6Mg- 0.9Si- 0.2Cu合金在時效過程中β”相的析出動力學(xué)，通過合理控制不同溫度下β”相的析出數(shù)量，獲得了性能最佳的合金。本文主要利用差示掃描量熱法(DSC)分析了輕質(zhì)Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼在時效過程中κ- 碳化物的析出動力學(xué)過程，以期為熱處理過程中κ- 碳化物的析出量控制提供依據(jù)，以獲得最佳的力學(xué)性能。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼的設(shè)計(jì)成分為Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)，用20 kg真空感應(yīng)爐熔煉，并澆鑄成φ82 mm的圓柱形鑄錠。將鋼錠加熱到1 150 ℃保溫30 min，然后鍛成20 mm厚的板坯。再將板坯加熱到1 100 ℃熱軋，始軋溫度1 100 ℃，終軋溫度880 ℃，軋后空冷。軋后鋼板厚約2.8 mm。將熱軋鋼板切成50 mm×100 mm×2.8 mm的試樣進(jìn)行固溶處理，固溶處理溫度為1 030 ℃，保溫1 h后水淬。將固溶處理后的鋼板線切割成φ3 mm的DSC試樣，試樣打磨除去氧化皮后質(zhì)量約50 mg。用Q2000 DSC進(jìn)行差熱分析，以5 ℃/min的加熱速率從75 ℃加熱至600 ℃。金相試樣經(jīng)打磨、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為10%硝酸酒精浸蝕，采用Nikon LV150型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織的觀察與分析；采用JSM- 2100F(JEOL)透射電鏡(加速電壓200 kV)進(jìn)行選區(qū)衍射分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 固溶處理組織

圖1 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼經(jīng)1 030 ℃固溶處理1 h后的光學(xué)顯微組織及TEM精細(xì)結(jié)構(gòu)Fig.1 Optical microstructures and TEM fine structures of the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel solution treated at 1 030 ℃ for 1 h

2.2 DSC分析

圖2為輕質(zhì)Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼經(jīng)1 030 ℃固溶處理1 h后的DSC測試曲線?？梢姡€上出現(xiàn)了2個放熱峰a和c以及1個吸熱峰b。為了判斷峰的性質(zhì)，將固溶處理后的試樣以5 ℃/min分別加熱至420、510和580 ℃(對應(yīng)3個峰的結(jié)束位置)后水淬，觀察其顯微組織，結(jié)果如圖3所示。由圖3(a)和3(b)可見，δ- 鐵素體中有大量的析出相，奧氏體未發(fā)生分解；由圖3(c)可見，奧氏體開始分解。奧氏體分解為放熱反應(yīng)，由此可以判定，圖2中的放熱峰c為奧氏體分解峰。

一般而言，固溶體中的析出反應(yīng)是放熱反應(yīng)，所以放熱峰a對應(yīng)析出反應(yīng)。Khachaturyan等[20]研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e- Ga合金淬火后形成了大量的DO3(Fe3Ga)相，導(dǎo)致基體中存在大量的反相疇，在時效過程中發(fā)生了DO3(Fe3Ga) 相向L12- (Fe3Ga) 相的轉(zhuǎn)變。Cheng等[21]研究表明，L12- (Fe3Al)相在時效過程中會進(jìn)一步形成κ- 碳化物。由此可以設(shè)想， Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼在時效過程中，DO3(Fe3Al) 相可以先轉(zhuǎn)變?yōu)長12- (Fe3Al)相，再轉(zhuǎn)變?yōu)棣? 碳化物。根據(jù)Connetable的第一性原理計(jì)算結(jié)果，DO3(Fe3Al)相的形成能為-185.3 meV/at，L12(Fe3Al)相的形成能為-199.2 meV/at，κ- 碳化物的形成能為-134.2 meV/at[22]。這樣，DO3(Fe3Al)相向L12(Fe3Al)相的轉(zhuǎn)變?yōu)榉艧岱磻?yīng)，L12(Fe3Al)相向κ- 碳化物的轉(zhuǎn)變?yōu)槲鼰岱磻?yīng)。因此，圖2中DSC曲線上的放熱峰a對應(yīng)為DO3(Fe3Al)相向L12(Fe3Al)相轉(zhuǎn)變，吸熱峰b則對應(yīng)為L12(Fe3Al)相向κ- 碳化物轉(zhuǎn)變。

圖2 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼經(jīng)1 030 ℃固溶處理1 h后的DSC測試曲線Fig.2 DSC test curve of the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel solid solution treated at 1 030 ℃ for 1 h

圖3 從不同溫度水淬的Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel water quenched from different temperatures

2.3 析出相的析出動力學(xué)分析

對于相轉(zhuǎn)變以及相析出動力學(xué)的計(jì)算，一般采用JMAK[23- 24]經(jīng)驗(yàn)方程：

f=1-exp[-(kt)n]

(1)

k=k0exp(-Q/RT)

(2)

式中：f是相轉(zhuǎn)變或析出的相對體積分?jǐn)?shù)，與時間有關(guān)；k與溫度有關(guān)；k、n分別與形核類型和長大方式有關(guān)，k0是常數(shù)，Q是激活能，R為普適氣體常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。對式(1)取對數(shù)轉(zhuǎn)化得：

ln(1-f)=-(kt)n

lnln[1/(1-f)]=nlnk+nlnt

(3)

當(dāng)溫度一定時，k為常數(shù)，n也為常數(shù)?？傻胠nln[1/(1-f)]與lnt的線性關(guān)系。

非等溫時，將式(2)代入式(1)，兩邊求導(dǎo)t，得：

df/dt=kY(f)

(4)

式中：Y(f)是含f的隱函數(shù)，由上述得：

(5)

式中：f對T的表述為f=A(T)/AY,A(T)為從峰開始到溫度T內(nèi)基線與DSC曲線峰間的面積，AY為整個峰的面積。

(6)

式中β為DSC的升溫速率，本文為5 ℃/min。

因此根據(jù)式(3)可以求出n值；根據(jù)式(6)可以求出Q值，即相轉(zhuǎn)變激活能。

圖4 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼的放熱峰a及L12相形成激活能計(jì)算Fig.4 Exothermic peak a and calculation of the formation activation energy of L12 phase in the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel

采用同樣方法對吸熱峰b和放熱峰c進(jìn)行相轉(zhuǎn)變動力學(xué)分析，計(jì)算過程如圖5和圖6所示，結(jié)果如表1所示。由表1可見，吸熱峰b和放熱峰c的激活能值與碳原子在鐵素體中的擴(kuò)散激活能值[25]非常接近，由此判斷，這兩個過程可能受碳原子擴(kuò)散所控制。

圖5 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼的吸熱峰b及κ- 碳化物形成激活能計(jì)算Fig.5 Exothermic peak b and calculation of the formation activation energy of κ- carbide in the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel

圖6 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼的放熱峰c及奧氏體分解激活能計(jì)算Fig.6 Endothermic peak c and calculation of the decomposition activation energy of austenite in the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel

表1 L12相形成、κ- 碳化物形成以及奧氏體分解的相變動力學(xué)參數(shù)Table 1 Kinetic parameters of phase transformation of L12 formation, κ- carbide formation and austenite decomposition

由表1的動力學(xué)方程計(jì)算了試驗(yàn)鋼600 ℃時效時DO3(Fe3Al)相向L12(Fe3Al)相轉(zhuǎn)變的相對體積分?jǐn)?shù)與時間之間的關(guān)系，如圖7所示?？梢?，時效3 s時DO3相就已完全轉(zhuǎn)變?yōu)長12相；時效130 s后L12相才能完全轉(zhuǎn)變成κ- 碳化物；而奧氏體的分解需7 min才能完成。

圖8為試驗(yàn)鋼在600 ℃時效過程中δ- 鐵素體的顯微硬度隨時效時間的變化。由圖可見，當(dāng)時效時間由0 s延長至30 s時，δ- 鐵素體的硬度提高，30 s之后，硬度不斷降低直至不變。圖9為試驗(yàn)鋼在600 ℃時效30 s、1和10 min后的顯微組織?？梢钥闯觯瑫r效30 s時κ- 碳化物隱約可見，彌散分布于基體中，使得硬度提高。由表1中的動力學(xué)方程計(jì)算可得，此時κ- 碳化物的相對體積分?jǐn)?shù)約為20%。隨著時效時間的延長，κ- 碳化物繼續(xù)長大粗化，如圖9(b,c)所示，從而導(dǎo)致硬度降低。

圖7 Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼在600 ℃時效過程中各相相對體積分?jǐn)?shù)與時間之間的關(guān)系Fig.7 Relationship between realtive volume fraction of each phase and time during aging at 600 ℃ for the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel

圖8 試驗(yàn)鋼600 ℃時效過程中δ- 鐵素體的顯微硬度隨時間的變化Fig.8 Variation of micro- hardness of δ- ferrite with time during aging at 600 ℃ for the Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C steel

3 結(jié)論

(1)利用DSC法測試并分析了輕質(zhì)Fe- 15Mn- 10Al- 0.3C鋼在升溫過程中的析出行為，DSC曲線依次存在1個低溫放熱峰、1個吸熱峰和1個高溫放熱峰，分別對應(yīng)δ- 鐵素體中的DO3相向L12相轉(zhuǎn)變、L12相向κ- 碳化物的轉(zhuǎn)變和奧氏體分解。

(2)利用JMAK方法對δ- 鐵素體中DO3相向L12相轉(zhuǎn)變、L12相向κ- 碳化物轉(zhuǎn)變以及奧氏體的分解動力學(xué)進(jìn)行了計(jì)算，其相變動力學(xué)方程分別為f=1-exp{-7.02×1020t2exp(-34 937/T)}、f=1-exp{-5.45×109t2exp(- 19 526/T)}及f=1-exp{-2.65×1010t2exp(-22 980/T)}。

圖9 試驗(yàn)鋼600 ℃時效不同時間后的顯微組織Fig.9 Microstructures of the test steel after aging at 600 ℃ for different times

(3)在600 ℃時效過程中，δ- 鐵素體的硬度先上升后下降。時效30 s時，κ- 碳化物細(xì)小并彌散分布于δ- 鐵素體基體中，此時δ- 鐵素體硬度最高，κ- 碳化物的相對體積分?jǐn)?shù)約為20%。