卜林森,2，王 敏2，郝慶國(guó)2，楊 旗2，李 偉

(1.上海理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093；2.上海材料研究所，上海市工程材料應(yīng)用與評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)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(shù)大和無(wú)磁性等特性，在機(jī)械制造、汽車(chē)工業(yè)等領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景。奧氏體合金鋼通過(guò)在鋼中添加碳、錳、鎳等奧氏體穩(wěn)定化元素合金化獲得，其變形機(jī)制依賴于奧氏體的堆垛層錯(cuò)能(SFE)[1-3]。SFE與合金元素含量及微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。一般而言，隨SFE增加，奧氏體合金鋼的變形機(jī)制依次為相變誘導(dǎo)塑性(Transformation-Induced Plasticity，TRIP)機(jī)制、孿晶誘導(dǎo)塑性(Twinning-Induced Plasticity，TWIP)機(jī)制、平面位錯(cuò)滑移(Planar Dislocation Glide，PDG)機(jī)制[4-8]。以TRIP機(jī)制變形時(shí)，奧氏體處于亞穩(wěn)狀態(tài)，在塑性變形過(guò)程中會(huì)發(fā)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(jī)制進(jìn)行塑性變形時(shí)，盡管位錯(cuò)滑移仍為主要變形模式，但奧氏體晶內(nèi)會(huì)不斷形成變形孿晶；變形孿晶能夠減小可動(dòng)位錯(cuò)“平均自由程”，從而使合金鋼的變形抗力持續(xù)增加，即變形孿晶呈現(xiàn)“動(dòng)態(tài)Hall-Petch效應(yīng)”[7,9]。PDG機(jī)制又稱微帶誘導(dǎo)塑性(Microband-Induced Palsticity，MBIP)機(jī)制，合金鋼(通常富含鋁元素)以該機(jī)制塑性變形時(shí)會(huì)表現(xiàn)出平面滑移特征；隨應(yīng)變?cè)黾?，奧氏體晶內(nèi)持續(xù)形成微變形帶，變形帶相互交錯(cuò)使合金鋼維持高加工硬化能力[8,10]。

上述3類(lèi)變形機(jī)制均能提高合金鋼的塑性和強(qiáng)度。此外，析出強(qiáng)化也是常用的能顯著提高奧氏體合金鋼強(qiáng)度的技術(shù)手段之一[11-16]。通過(guò)合理的固溶時(shí)效處理，與奧氏體保持某種共格或半共格位向關(guān)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(jí)別，能有效釘扎可動(dòng)位錯(cuò)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高合金鋼的強(qiáng)度。當(dāng)納米析出相具有良好的高溫?zé)岱€(wěn)定性時(shí)，合金鋼可應(yīng)用于高溫環(huán)境[15-16]。作者制備了一種新型析出強(qiáng)化型奧氏體合金鋼，并對(duì)其固溶和時(shí)效處理后的顯微組織與室溫力學(xué)性能進(jìn)行了研究，以期為此類(lèi)奧氏體合金鋼的進(jìn)一步開(kāi)發(fā)提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)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(kāi))，其中X易與碳結(jié)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(yīng)爐熔煉鑄錠，然后在1 150 ℃下鍛造成規(guī)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(shí)效處理025 h，空冷至室溫。將固溶態(tài)試樣記為“SHT”，時(shí)效態(tài)試樣記為“SHT-A”，如“SHT-A700/4”表示固溶處理試樣在700 ℃下時(shí)效處理4 h。

1.2 試驗(yàn)方法

將試樣進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光，利用HV-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)定維氏硬度，加載載荷為4.9 N，保載時(shí)間為10 s，每個(gè)試樣測(cè)試6次取平均值。采用WDW-100型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，棒狀試樣標(biāo)距段尺寸為φ5 mm×25 mm，夾持端加工成M10的螺紋。在工程應(yīng)變小于2%時(shí)，應(yīng)變速率約為0.000 25 s-1；工程應(yīng)變超過(guò)2%后，應(yīng)變速率約為0.006 7 s-1。至少測(cè)兩個(gè)平行試樣。

金相試樣經(jīng)研磨、拋光后，用由2 g CuCl2+40 mL HCl+40 mL C2H5OH配制而成的溶液進(jìn)行腐蝕，利用Axio Imager M2m型光學(xué)顯微鏡(OM)和Quanta FEG 45型場(chǎng)發(fā)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?jǐn)?shù)，下同) HClO4+90% C2H5OH電解液進(jìn)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(chǎng)發(fā)射透射電鏡(TEM)觀察微觀結(jié)構(gòu)，分析微區(qū)成分。

截取尺寸為10 mm×10 mmX10 mm的試樣，經(jīng)機(jī)械研磨與拋光后，用質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(jìn)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(zhǎng)為0.02°，掃描范圍為30°100°。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織與元素分布

由圖2可以看出，經(jīng)700 ℃時(shí)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(qū)域與碳化物析出相的位置一致，說(shuō)明時(shí)效處理后，F(xiàn)e-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(jié)構(gòu)[17]，這與圖1(d)中選區(qū)電子衍射花樣分析結(jié)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(nèi)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(tài)和時(shí)效態(tài)試樣的XRD譜中均存在明顯的奧氏體衍射峰，無(wú)VC析出相的衍射峰，這是由于碳化物體積分?jǐn)?shù)過(guò)低所致；經(jīng)700 ℃時(shí)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(dǎo)致奧氏體晶格結(jié)構(gòu)發(fā)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(tài)Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼的時(shí)效硬化曲線Fig.4 Age hardening curves of solid solution treated Fe-C-Mn-Ni-Xalloy steel

2.2 力學(xué)性能

由圖4可以看出：固溶態(tài)Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼在650750 ℃范圍內(nèi)表現(xiàn)出很強(qiáng)的時(shí)效硬化能力。當(dāng)時(shí)效溫度為750 ℃時(shí)，硬度在3 h內(nèi)迅速達(dá)到峰值(約為425 HV)，時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，硬度逐漸下降；時(shí)效溫度為700 ℃時(shí)，硬度在5 h左右達(dá)到峰值(約為455 HV)，并在隨后的5 h內(nèi)基本保持不變，此后則緩慢下降；當(dāng)時(shí)效溫度降低至650 ℃時(shí)，硬度在3 h內(nèi)迅速增加，隨后增加速率減小，時(shí)效24 h后硬度達(dá)470 HV?？梢?jiàn)固溶態(tài)Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼的硬度變化與時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間密切相關(guān)。

由圖5可知，經(jīng)700 ℃時(shí)效處理4 h、750 ℃時(shí)效處理30 h后，試樣的屈服強(qiáng)度從固溶態(tài)的375 MPa分別提高至1 080，657 MPa，抗拉強(qiáng)度從718 MPa分別提高至1 190，956 MPa，斷后伸長(zhǎng)率從45%降至14%，17%，加工硬化率也明顯下降。時(shí)效過(guò)程中晶內(nèi)碳化物析出相對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用是導(dǎo)致屈服強(qiáng)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(shí)效處理試樣無(wú)法維持高加工硬化能力導(dǎo)致的。盡管SHT-A700/4試樣具有較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度(對(duì)應(yīng)于高硬度)，但其表現(xiàn)出明顯的“加工軟化”特征，非均勻變形量(即工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線上最大應(yīng)力處至試樣斷裂所經(jīng)歷的應(yīng)變量)高達(dá)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(yīng)力-真應(yīng)變曲線和加工硬化率-真應(yīng)變曲線也體現(xiàn)了上述特點(diǎn)。

圖5 固溶態(tài)及時(shí)效態(tài)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(tài)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(nèi)可以觀察到顆粒物，這些顆粒極有可能是在合金制備過(guò)程中形成(如模鑄凝固時(shí)形成的初生相或熱加工時(shí)不斷粗化的基體顆粒物)，在固溶處理時(shí)未能溶入基體而殘留下來(lái)的。SHT-A700/4試樣拉伸斷口存在沿晶界擴(kuò)展的裂紋和少量淺韌窩，表現(xiàn)為韌脆混合斷裂特征。時(shí)效過(guò)程中一些碳化物會(huì)在奧氏體晶界處析出，導(dǎo)致部分晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度；在拉伸過(guò)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(zhuǎn)變?yōu)轫g脆混合斷裂。

2.3 分析與討論

Fe-C-Mn-Ni-X奧氏體合金鋼經(jīng)固溶處理后合金元素處于過(guò)飽和狀態(tài)，在后續(xù)時(shí)效過(guò)程中晶內(nèi)和晶界析出VC相。與其他奧氏體合金鋼[16,18-19]類(lèi)似，在時(shí)效初期，VC相以與基體呈共格關(guān)系的納米顆粒狀形態(tài)析出，此時(shí)奧氏體基體和析出相界面附近存在較小的彈性應(yīng)變能。隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，析出相不斷長(zhǎng)大粗化，且數(shù)量增加，基體與析出相界面附近的彈性應(yīng)變能顯著增加。為減小彈性應(yīng)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(guān)系逐漸被半共格和非共格關(guān)系取代。析出相的形貌、尺寸與時(shí)效溫度和時(shí)間密切相關(guān)。在700 ℃時(shí)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(guān)系。作者雖未表征更高溫度、更長(zhǎng)保溫時(shí)間下時(shí)效析出碳化物的形貌和晶體學(xué)特征，但可以推測(cè)，在高溫、長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效下，析出相更易失去與基體的共格關(guān)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(duì)基體的強(qiáng)化作用依賴于其自身的尺寸、數(shù)量及其與位錯(cuò)的相互作用(即形變位錯(cuò)切過(guò)或繞過(guò)析出相)等，析出相數(shù)量的增加、尺寸的減小均會(huì)提高析出強(qiáng)化效果。當(dāng)析出相含量一定，并與基體處于共格或半共格狀態(tài)時(shí)，其尺寸通常較為細(xì)小，時(shí)效后合金的硬度和強(qiáng)度可以達(dá)到最大值[20-22]。提高時(shí)效溫度可促進(jìn)碳化物析出，但溫度過(guò)高、時(shí)間過(guò)長(zhǎng)容易造成析出相粗化，使合金硬度和強(qiáng)度降低，即發(fā)生過(guò)時(shí)效。固溶態(tài)試樣在650 ℃時(shí)效24 h內(nèi)，硬度隨時(shí)間延長(zhǎng)持續(xù)增加，這是由于低溫條件下不容易發(fā)生過(guò)時(shí)效。但可合理推測(cè)，隨時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，析出相會(huì)發(fā)生粗化，含量不斷增加，合金硬度在達(dá)到峰值后逐漸降低。

SHT-A700/4試樣表現(xiàn)出的加工軟化特征在析出強(qiáng)化型Fe-Mn-Al-C奧氏體合金鋼中較為常見(jiàn)[8,10]，這是由基體可動(dòng)位錯(cuò)切過(guò)碳化物析出相引起的滑移面軟化(即在塑性變形過(guò)程中，滑移面上的位錯(cuò)在碳化物前發(fā)生堆積，當(dāng)領(lǐng)頭位錯(cuò)切過(guò)碳化物繼續(xù)滑移時(shí)，后續(xù)位錯(cuò)能很容易地掃過(guò)滑移面而無(wú)需借助交滑移來(lái)實(shí)現(xiàn)塑性變形)現(xiàn)象導(dǎo)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(guān)系，這為基體可動(dòng)位錯(cuò)切過(guò)碳化物顆粒和加工軟化提供了有利條件。而對(duì)于SHT-A750/30試樣，由于時(shí)效溫度提高、時(shí)間延長(zhǎng)，析出相會(huì)明顯粗化，這意味著基體可動(dòng)位錯(cuò)的平均自由程增加，位錯(cuò)增殖和交互作用加劇，進(jìn)而導(dǎo)致試樣加工硬化率升高。為了明確析出相的強(qiáng)化效果和作用機(jī)制，需要進(jìn)一步深入研究與基體晶體學(xué)位向關(guān)系不同、尺度不同的析出相與奧氏體可動(dòng)位錯(cuò)間的相互作用。

3 結(jié) 論

(1) 固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)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(jīng)700 ℃時(shí)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(guān)系。

(2) 固溶態(tài)Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼在650750 ℃范圍內(nèi)表現(xiàn)出很強(qiáng)的時(shí)效硬化能力；隨時(shí)效溫度升高，合金鋼硬度達(dá)到峰值的時(shí)間縮短，峰值硬度降低。

(3) 時(shí)效處理后，固溶態(tài)Fe-C-Mn-Ni-X合金鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度顯著增加，斷后伸長(zhǎng)率和加工硬化指數(shù)則明顯下降，拉伸失效模式由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g脆混合斷裂；在700 ℃時(shí)效4 h后，合金表現(xiàn)出加工軟化特征，隨時(shí)效溫度升高和時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金鋼的強(qiáng)度降低，但加工硬化能力顯著增強(qiáng)。