王康紅, 許洋洋

(鄭州工業(yè)應用技術(shù)學院 機電工程學院, 河南 新鄭 451100)

近年來,Fe-Cu合金以其高強度、良好的沖擊性能和優(yōu)良的焊接性,被廣泛應用于工業(yè)、軍事和輻照環(huán)境下的壓力容器等領(lǐng)域[1-4]。Fe-Cu合金優(yōu)良的力學性能主要來源于富Cu相的析出強化作用[5],因此進一步優(yōu)化Fe-Cu合金的力學性能需要了解富Cu相的析出過程。

針對Cu析出相的研究已經(jīng)開展了大量工作。研究表明[6],Ni元素的添加,可以有效改善含Cu鋼的熱脆問題,其原因是添加Ni元素改變了基體表面氧化層中富Cu相結(jié)構(gòu),提高Cu在奧氏體中的溶解度,并抑制Cu向基體內(nèi)滲透。添加Mn元素不但可以提高析出相的形核密度,使析出相的尺寸更加細小[7],而且Mn元素還可以使Cu原子加速向富Cu相擴散,提高富Cu相的生長和粗化速度[8-9]。此外,Fe-Cu合金中固有的Ni、Mn等元素在非共格的Cu/α-Fe界面處聚集,導致界面能降低,進而加速了富Cu相的析出[10-12]。同時富集于富Cu相表面的Ni、Mn等元素可形成B2環(huán),B2環(huán)的存在會阻止富Cu相的進一步擴散生長,致使富Cu相粗化緩慢,并且B2環(huán)作為緩沖層,可以有效緩解Cu析出相與Fe基體之間的晶格失配應變[13-14]。綜上可知,目前多數(shù)工作的研究思路主要是考慮添加不同種類的合金元素(如Mn、Ni 和Al 等)來分析富Cu相的析出過程,而對于時效溫度變化對富Cu相析出過程影響的研究很少。時效溫度是控制時效強化的重要因素[15-17],因此深入理解時效溫度如何影響富Cu相的析出過程,包括析出相的尺寸變化、形貌變化、結(jié)構(gòu)特征等,對于改善合金性能有著深遠的意義。

本文通過耦合CALPHAD熱力學數(shù)據(jù)庫[18-20],建立了Fe-Cu-Mn-Ni合金的相場模型,對時效過程中的相分離和析出相形貌演化進行了模擬,揭示了不同時效溫度下富Cu相的形貌、體積分數(shù)、顆粒數(shù)量、平均顆粒半徑的變化規(guī)律,為進一步理解富Cu相的形成機理提供理論依據(jù)。

1 相場模型

在相場模型中引入序參量η來描述α相到γ相的相變過程,當η=0時表示α相,而η=1則表示γ相。成分場ci(r,t)是時間t和空間位置r的函數(shù),用來描述不同組元的擴散過程,這里i=1、2、3、4,分別代表著Fe、Cu、Mn和Ni。根據(jù)Landau相變理論,系統(tǒng)總的自由能如下:

(1)

(2)

式中:Si=(ai-a1)/ai是成分i的晶格錯配系數(shù);c0,i是i元素的平均成分。

將方程(1)代入Cahn-Hilliard方程和Allen-Cahn方程:

(3)

(4)

式中:ζci和ζη是熱噪聲項;Lη是動力學系數(shù);Mi是合金元素的擴散率,其與擴散系數(shù)的關(guān)系為

(5)

(6)

本工作研究的對象為Fe-15Cu-1Mn-1Ni (at%)合金。三維模擬的計算區(qū)域為32dx×32dx×32dx,二維模擬區(qū)域為128dx×128dx,其中dx=0.5是空間步長,時間步長Δt=0.01,無量綱時效時間t=t*/(l2/DCuα),t*是實際時效時間,l=10-9m是特征長度。采用半隱式Fourier譜方法求解動力學演化方程(3)和(4)。模擬參數(shù)如表1所示。

表1 模擬參數(shù)[18-20]

2 試驗結(jié)果和討論

2.1 析出相微觀組織的演化過程

時效溫度為1200 K時,Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%) 合金中相分離的演化過程如圖1所示。圖1(a)為富Cu相的析出演化,圖1(b,c)是富Mn和富Ni的B2環(huán)的形成過程,圖1(d)為α相向γ相的轉(zhuǎn)變過程,深藍色代表bcc結(jié)構(gòu),其他顏色為fcc結(jié)構(gòu)。由圖1(a1)可知,在t=2500時,在噪聲項的作用下富Cu相最先從過飽和固溶體內(nèi)均勻析出。在此階段,Ni和Mn原子主要分布在固溶體和析出相之間,α相向γ相的轉(zhuǎn)變尚未開始,首先析出的富Cu相晶體結(jié)構(gòu)仍保持為bcc結(jié)構(gòu)。隨著時效的進行,析出的富Cu相開始長大和粗化,同時Ni原子和Mn原子逐漸向富Cu相與Fe基體的界面區(qū)域移動,并以富Cu相為形核中心開始形核,這種形核現(xiàn)象率先發(fā)生在尺寸較大的富Cu相周圍,如圖1(b2,c2)方框內(nèi)出現(xiàn)的Ni原子和Mn原子偏聚現(xiàn)象,這是由于富Cu 相的析出導致其與基體相界面處產(chǎn)生了晶格畸變,易于無畸變晶粒的形核,而富Cu相越大產(chǎn)生的晶格畸變就越嚴重,B2相的形核和生長也更容易。隨著時效時間的繼續(xù)推移,富Cu相的數(shù)量不斷增長,大量的Ni和Mn原子向Cu析出相和Fe基體之間的界面區(qū)移動,并以富Cu相為核心形成了環(huán)形的金屬間化合物B2,B2相的形成阻止了富Cu相的進一步生長,導致富Cu相后期緩慢粗化。此外,B2相還可以作為緩沖層,來緩解富Cu相與Fe基體之間的晶格畸變。同時結(jié)合序參量的變化,還可以發(fā)現(xiàn)當富Cu相出現(xiàn)后,并不代表α相立即向γ相轉(zhuǎn)變。相變的發(fā)生需要富Cu相的尺寸達到臨界尺寸后才可以發(fā)生。這與文獻[18,21]中給出的試驗和模擬結(jié)果相吻合。

圖1 Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金析出相演化的模擬結(jié)果(a)富Cu相;(b)富Mn相;(c)富Ni相;(d)結(jié)構(gòu)序參量Fig.1 Simulation results of precipitate evolution of the Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%) alloy(a) Cu-rich phase; (b) Mn-rich phase; (c) Ni-rich phase; (d) structural order parameter

2.2 時效溫度對富Cu相析出的影響

圖2為不同時效溫度下富Cu相的析出演化結(jié)果。由圖2可知,在t=1000時,并未發(fā)生明顯的成分波動,材料仍是過飽和固溶體。當t=3000時,在噪聲項的作用下,富Cu相逐漸從固溶體內(nèi)析出,此時可以觀察到,時效溫度越低,富Cu相的析出越緩慢,數(shù)量也越少,隨著時效溫度的升高,富Cu相的析出逐漸加快,析出數(shù)量也依次遞增,由此可知升高時效溫度,可以有效加快富Cu相的析出速度。在t=5000時,析出的富Cu相相繼進入粗化階段。在時效溫度較低時,析出相形貌為球形結(jié)構(gòu),這表明析出相的生長和粗化以O(shè)stwald熟化為主,即尺寸較小的析出相溶解并被尺寸較大的析出相吸收,隨著時間的推移,析出相的數(shù)量逐漸減少。而隨著時效溫度的升高,析出相的粗化機制除了Ostwald熟化外,析出相還可以通過相界面的遷移、溶解和合并來完成粗化,這使得析出相形貌逐漸由球形結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻罱Y(jié)構(gòu)。這種粗化機制也在試驗中得到了驗證[22]。

圖2 不同時效溫度下Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金中富Cu相的形貌演化Fig.2 Morphological evolution of Cu-rich phase in the Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%) alloy aged at different temperatures

2.3 時效溫度對富Cu相析出動力學的影響

時效是合金強化的一種常見手段,通過調(diào)節(jié)不同的時效參數(shù),可以有效控制析出相的形貌、尺寸和數(shù)量等,進而達到優(yōu)化合金的目的。下面將定量研究不同時效溫度對析出相生長動力學的影響。

眾所周知,析出相體積分數(shù)越高獲得的界面形貌也越復雜,這直接影響著材料的力學性能。因此,需要分析不同時效溫度對析出相體積分數(shù)的影響。圖3為不同時效溫度下,富Cu相體積分數(shù)隨時效時間的變化規(guī)律。由圖3(a)可知,在時效早期,材料仍保持固溶體結(jié)構(gòu),并沒有富Cu相的生成,如圖3(a)中的4條曲線重合的直線區(qū)域所示。當時效溫度較低時,析出富Cu相的時間較長,并且其體積分數(shù)也最先達到穩(wěn)定,隨著時效溫度的增大,析出相的析出時間不斷縮短。同時,隨著時效溫度的依次升高,富Cu相的體積分數(shù)也逐漸增大,這表明增大時效溫度可以有效促進富Cu相的析出和生長。這與圖2的模擬結(jié)果相吻合。

圖3 時效溫度對Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金中富Cu相析出動力學的影響(a)體積分數(shù);(b)平均半徑;(c)析出數(shù)量Fig.3 Effect of aging temperature on dynamics of Cu-rich phase precipitation in the Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%) alloy(a) volume fraction; (b) average radius; (c) precipitation quantity

圖3(b)為時效溫度對富Cu相平均顆粒半徑的影響。由圖3(b)可知,在早期的時效階段,析出相半徑全都為0,說明該階段并沒有析出相析出。隨著時效時間的延伸,部分富Cu相開始從基體中析出,并在界面能的驅(qū)動下快速生長和粗化,對應于圖3(b)中析出相半徑的突然增大[23]。當時效溫度較低時,析出相的半徑變化趨勢相對較為平緩,這表明析出相的生長較為緩慢,在經(jīng)歷較長的生長過程后,析出相進入粗化階段,晶粒半徑快速增大,即黑色曲線的尾端部分。而當時效溫度進一步升高后,析出相的生長階段縮短,粗化階段提前,析出相半徑持續(xù)增大,當時效溫度為1200 K時,在時效時間為t=4700時,析出相半徑有一個激增的階段,該拐點表明此時富Cu相粗化機制發(fā)生了轉(zhuǎn)變,由單純的Ostwald熟化變?yōu)槲龀鱿嗪喜⒋只蚈stwald熟化并存的粗化方式。綜上可知,升高時效溫度可以加快粗化階段富Cu相的長大。

時效溫度對富Cu相析出數(shù)量的影響如圖3(c)所示。從圖3(c)中可以看出,析出相的數(shù)量變化整體表現(xiàn)為先增多后減少的趨勢,這表明只有當析出相數(shù)量達到臨界值后才會進行粗化。在時效溫度為650 K時,析出相的數(shù)量先增大后快速下降。當時效溫度為823 K時,析出相數(shù)量在下降到一定值保持穩(wěn)定。繼續(xù)升高溫度到1000 K后,析出相數(shù)量在下降到一定值后,其數(shù)量又再次減少,這表明析出相先經(jīng)歷Ostwald粗化,當析出相數(shù)量穩(wěn)定后,析出相間又發(fā)生了合并粗化機制。而當時效溫度達到1200 K時,析出相的數(shù)量在達到某一值后保持較慢的增長速度,經(jīng)過一段時間后析出相數(shù)量急劇下降,這是因為析出相的數(shù)量越多,在其與基體的界面處形成的B2相也越多,進而抑制析出相的粗化。表明在較高的時效溫度下,析出相的粗化機制轉(zhuǎn)變?yōu)镺stwald粗化和合并粗化同時進行。由此可知,升高時效溫度,使富Cu相的粗化加快,導致富Cu相數(shù)量的下降速度加快。

3 結(jié)論

本文建立了一個模擬多元合金固態(tài)相變中微觀組織演化的相場模型,研究了時效溫度變化對Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金中富Cu相析出機制的影響,研究發(fā)現(xiàn):

1) 只有當富Cu相的尺寸達到一定范圍后,相變才會發(fā)生。同時Mn和Ni原子更容易在尺寸較大的富Cu相周圍發(fā)生偏聚,并在界面處形成B2環(huán)來抑制富Cu相的生長和粗化。

2) 時效溫度的變化會改變富Cu相的形貌和粗化機制,當時效溫度較低時,富Cu相通過Ostwald粗化機制進行粗化,其形貌為圓球形,而在較高的時效溫度下,富Cu相的粗化機制包括Ostwald粗化和合并粗化,形貌也由球形轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻罱Y(jié)構(gòu)。

3) 隨著時效溫度的升高,富Cu相的體積分數(shù)、平均顆粒半徑和數(shù)量下降速率都隨著時效時間的推移而持續(xù)增大。這些現(xiàn)象表明,提高時效溫度可以縮短富Cu相的析出時間,促進富Cu相的長大和粗化。