一种1350 MPa级低密度高强度钢的组织性能

2018-10-10江志华金建军王晓震胡春文倪志铭

航空材料学报 2018年5期

江志华, 金建军, 王晓震, 胡春文, 倪志铭

（中国航发北京航空材料研究院，北京 100095）

汽车安全环保轻量化以及航空航天飞行器、坦克装甲等武器装备对减重需求日趋迫切，在其他条件不变的情况下，降低钢的密度将直接提高其比强度，因此，开发研究具有良好强塑性配合的低密度钢具有重大的意义。Fe-Mn-Al-C系是低密度钢主要成分体系，具有γ相的Fe-Mn-Al-C体系低密度钢具有良好强韧性配合、良好的耐蚀性能和抗高温氧化性[1-2]，同时由于其密度可比普通钢降低10%～20%[3-4]，从而使其在汽车工业、航空航天领域具有广阔的应用前景。

在Fe-Mn-Al-C系合金中，Al、Si等轻质元素可以降低密度，奥氏体稳定元素Mn和C用以扩大合金γ相区，改善合金塑性和韧性，Al与Fe/Mn、C反应生成有序的金属间化合物或κ型碳化物可以提高合金强度。研究表明[5-9]，在不同的温度和成分下，Fe-Mn-Al-C体系合金中至少存在以下几种物相：奥氏体、铁素体、κ-碳化物、B2型有序相Fe（Mn）Al、DO3型有序相 Fe（Mn）3Al、M3C 和β-Mn，不同的相组成决定了Fe-Mn-A1-C低密度钢的力学性能。

本工作通过光学显微镜、X射线衍射、高分辨透射电镜等对新型低密度高强度Fe-29Mn-10Al-1.0C钢组织进行表征，分析低密度高强度Fe-29Mn-10Al-1.0C钢在不同热处理状态下组织演变规律及其对性能的影响机制。

1 实验

实验用材料为新开发的低密度高强韧Fe-Mn-A1-C钢，真空感应炉冶炼，其主要化学成分见表 1。

表 1 实验钢化学成分（质量分数/%）Table 1 Composition of experimental steel（mass fraction/%）

按照标准GB/T 228《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸性能测试，金相试样磨制、抛光后用4%硝酸酒精溶液进行金相组织腐蚀，通过光学显微镜（OM）进行金相组织观察；通过X射线衍射（XRD）进行表面物相分析，靶材为Cu；制备薄膜试样，双喷减薄后用高分辨透射电子显微镜（HRTEM）观察析出相微观结构和形貌，并进行能谱分析。用排水法测量钢密度。

2 结果与讨论

2.1 力学性能

实验钢在不同状态下力学性能如表 2所示，经高温锻造加工和时效处理后，抗拉强度高达1419 MPa，塑性仍保持较高值，伸长率达到15%以上。经950 ℃固溶处理后强度降低，塑性大幅度上升，强塑积高达50 GPa·%以上。相对固溶态，经450～550 ℃时效16 h后，随着时效温度的升高，强度上升，塑性降低，抗拉强度最高达1350 MPa以上。目前Fe-Mn-A1-C系低密度钢主要集中在800～1200 MPa[1,4]强度级别，本工作所研究的新型低密度高强度钢经适宜处理后，抗拉强度高达1350～1400 MPa，同时其密度较普通钢下降了12.8%以上，达到6.70 g/cm3。

表 2 实验钢不同热处理状态下力学性能Table 2 Mechanical properties of experimental steel after various processes

2.2 奥氏体及未溶碳化物

图 1 实验钢中奥氏体及未溶碳化物的组织观察、XRD物相分析及能谱分析（a）光学显微镜组织;（b）XRD分析结果;（c）退火孪晶TEM像;（d）未溶碳化物TEM像和能谱分析结果Fig. 1 Analysis results of austenite matrix and undissolved carbides in experimental steel （a）OM image;（b）XRD results;（c）TEM image of annealing twins;（d）TEM image and energy spectrum analysis of undissolved carbides

图 1（a）为实验钢OM组织，可以看出钢经固溶处理后发生了再结晶，平均晶粒尺寸约20～30 μm，XRD分析结果表明基体为单相奥氏体组织（见图 1（b）），在奥氏体中存在退火孪晶组织和尺寸达到微米级的未溶碳化物。在透射电镜下放大几万倍后，可以清晰观察到退火孪晶组织（见图 1（c）），同时在奥氏体基体上弥散分布着平均尺寸约100 nm的未溶碳化物（见图 1（d）），未溶碳化物呈点状或椭方形，能谱分析表明（见图 1（e）），主要是含 Fe（Mn，Al，Nb）的碳化物。

2.3 沉淀相

图 2为实验钢经950 ℃固溶1 h，油冷处理后的 TEM 分析结果，在图 2（a）明场（BF）像中，可观察到奥氏体并不平滑，存在明显的应变衬度；由图 2（b）暗场（DF）像可知，在奥氏体基体上弥散分布着尺寸为 2～5 nm 的析出相。图 2（c）～（h）分别为不同电子束入射方向得到的电子衍射图（SADP）及其标定结果。分析可知：电子束入射方向分别为[0 0 1]γ、[0 1 1]γ及[1 1 1]γ，析出相为 κ′相（Fe，Mn）3AlCx，在标定图中用圆形来表示（Fe，Mn）3AlCx，用方形来表示奥氏体基体，奥氏体与（Fe，Mn）3AlCx的取向关系遵从：（0 1 0）γ//（0 1 0）（Fe，Mn）3AlCx，[1 0 0]γ//[1 0 0]（Fe，Mn）3AlCx。

通过观察图 2（c）、（d）、（e）电子衍射花样发现，在基体衍射斑点外出现了{100}、{110}超点阵，表明合金发生了有序化反应，在面心立方基体中无序分布的Al原子占据了立方晶格的八个顶角位置，而Fe/Mn原子则占据了立方晶格六个面的面心位置，形成了简单立方L12结构有序相（如图 3（a）所示），另外还可观察到超点阵中{100}与{110}衍射强度存在差异，{100}衍射强度明显强于{110}，这表明发生了C原子占据L12结构体心间隙位置的有序化过程，形成了类似CaTiO3结构（L′12结构）的 κ′相（Fe，Mn）3AlCx（见图 3（b）），由PDF卡片中X射线衍射数据可知，在L12结构有序相（以 Ni3Al、Cu3Au 为例）中{100}与{110}衍射强度比值为1～1.3，衍射强度基本一致；而Fe3AlCx随着碳含量的增大，{100}与{110}衍射强度差别变大，当Fe3AlCx中x=0.5时，{100}与{110}衍射强度比值达3.0，x=1时则高达6.9，符合本工作得到的实验结果。

图 2 实验钢经950 ℃固溶1 h后的TEM分析结果（a），（b）TEM明场像及超点阵（1 0 0）暗场像（[0 1 1]方向）；（c），（f）[0 0 1]方向衍射花样及指数标定结果；（d），（g）[0 1 1]方向衍射花样及指数标定结果；（e），（h）[1 1 1]方向衍射花样及指数标定结果Fig. 2 TEM results of experimental steel solution-treated for 1 h at 950 ℃ （a）, （b）BF image and DF image using （1 0 0）superlattice reflections in [0 1 1] zone; （c）, （f）SADP and indexing pattern in [0 0 1] zone; （d）, （g）SADP and indexing pattern in [0 1 1] zone; （e）, （h）SADP and indexing pattern in [1 1 1] zone

图 3 有序相结构示意图及其在[001]方向投影图（a）L12结构;（b）L′12结构;（c）投影图Fig. 3 Structure of ordered phase and its projection on [001] orientation （a）L12 structure;（b）L′12 structure;（c）projection on [001] orientation

图 4（a）为本合金在固溶状态下的HRTEM高分辨像，图 4（b）是（a）图中方框区的过滤放大像及对应的快速傅里叶变换（FFT）图，表明入射方向为[0 0 1]γ，在高分辨过滤像中可以明显看到L′12有序相的形成，Al原子占据立方晶格顶角位置，形成了与图 3（c）一致的原子排列，可进一步印证该沉淀相为（Fe，Mn）3AlCx。由于溶质原子 Al、C 的富集，使有序相和母相产生了共格错配，在基体上形成了应变衬度，通过高分辨像测量可知，本合金经950 ℃固溶处理后，κ′相晶格常数为0.377 nm，母相晶格常数为0.368 nm，错配度为1.6%。

实验钢分别在 450 ℃、520℃、550 ℃、580 ℃时效16 h后进行TEM、HRTEM组织观察，图 5、图 6 分别为[001]γ//[001]κ′、[011]γ//[011]κ′方向得到的TEM暗场像。实验钢在450 ℃时效时，析出相κ′碳化物的形态、尺寸、分布与固溶态基本一致，均呈点状或块状，弥散分布在奥氏体基体上，析出相尺寸约2～7 nm；当时效温度升至520 ℃时，析出相平均尺寸达到8 nm左右，开始呈现方向性分布的趋势，部分颗粒沿基体＜1 0 0＞方向分布，形状开始趋向方形，超点阵中{110}衍射强度增强，表明析出相体积分数增大。随着时效温度升高，析出相尺寸变大，在550 ℃时效时平均尺寸达10 nm，颗粒分布呈现显著的方向性，而在580 ℃时效时平均尺寸高达15 nm，形状接近方形，并沿基体＜1 0 0＞方向规则排列，看上去类似二维周期性排布的“方格阵”结构，各向异性特征明显。另外还可观察到沉淀相颗粒沿基体＜1 0 0＞方向长大粗化，部分颗粒碰撞、聚集，融合为较大颗粒，呈长方条状或“直拐角”状（见图 5（d）、图 6（d）中箭头所指）。

图 4 实验钢经950 ℃固溶1 h后的HRTEM观察与分析结果（a）HREM像;（b）图（a）中方框区放大过滤像及其FFT图Fig. 4 HRTEM results of experimental steel solution-treated for 1 h at 950 ℃ （a）HREM image;（b）filtered image and its FFT pattern of block area in Fig.（a）

图 5 实验钢不同温度时效后得到的TEM形貌及衍射花样（[001]方向）Fig. 5 TEM morphologies and SAD patterns of experimental steel aged at various temperatures in [001] zone （a）450 ℃;（b）520 ℃;（c）550 ℃;（d）580 ℃

图 6 实验钢不同温度时效后的TEM形貌及衍射花样（[011]方向）Fig. 6 TEM morphologies and SAD patterns of experimental steel aged at various temperatures in [011] zone （a）450 ℃;（b）520 ℃;（c）550 ℃;（d）580 ℃

本实验钢的周期性“方格阵”形貌与典型的调幅组织非常类似，Choo[10]和Sato[11]等认为在所研究的Fe-Mn-Al-C对象合金中κ型碳化物是通过调幅分解形成的，而非形核长大形成；赵宇宏[12]针对立方结构的合金进行计算机模拟，合金成分位于失稳区时得到和本研究非常类似的组织。在本研究中，合金中奥氏体稳定元素C、Mn含量高，同时含有大量的Al元素，提高了奥氏体层错能，具备发生调幅分解的先决条件，对固溶态及不同时效状态下合金的电子衍射花样（见图 7）详细观察发现，在基体（）基础斑点两侧沿＜1 0 0＞方向出现了卫星斑点和“边带”，表明合金在＜1 0 0＞方向发生了成分调制，呈现调幅分解的显著特征。

图 7 固溶态及不同时效状态下合金[001]方向的电子衍射花样局部图（a）固溶态;（b）450 ℃时效;（c）520 ℃ 时效;（d）550 ℃ 时效;（e）580 ℃ 时效Fig. 7 A part of SAD patterns in [001] zone of the alloy after solution treatment and ageing （a）after solution treatment;（b）ageing at 450 ℃;（c）ageing at 520 ℃;（d）ageing at 550 ℃；（e）ageing at 580 ℃

合金发生调幅分解后，形成溶质原子富集和贫化区，κ′相在Al、C原子富集区形成，新相和母相共格，但由于溶质原子和溶剂原子半径存在差异而产生了弹性应变，＜1 0 0＞方向是本合金系统弹性应变能最小方向，即弹性“软”方向，调幅分解过程中合金在弹性软方向上具有较大的浓度起伏，从而使沉淀相颗粒趋于沿弹性软方向分布，以降低系统的自由能。随着回火温度升高，沉淀相不断长大和粗化，新相和母相的共格错配度增大，在本研究中通过HRTEM测得：经580 ℃时效后两相错配度由固溶时1.6%上升至2.6%，弹性应变能及界面能综合作用决定了沉淀相形貌，当弹性应变能足够大时，沉淀相的形貌主要受弹性应变能的支配，从而使沉淀相择优取向，沿弹性软方向长大和粗化，最终呈方块状，形成周期性分布的“方格阵”组织。

综合该钢在不同热处理状态下组织性能的演变情况可知，实验钢在固溶、时效过程中发生了调幅分解，形成了 L′12结构有序相 κ′碳化物（Fe，Mn）3AlCx，其相变序列为：γ→γo（面心立方溶质原子贫化相）+κ′。纳米尺寸的κ′碳化物是该钢的主要强化相，该钢的强化机制主要包括：有序相和位错交互作用产生反向畴界，使系统能量升高而造成有序强化，同时在调幅分解过程中由于两相共格错配而造成调幅组织强化。虽然实验钢在固溶状态下抗拉强度仅为1011 MPa，但其伸长率高达51.1%，强塑积更是达到了51 GPa·%，具有良好的成形性能，并且经过后续恰当的时效硬化处理可使强度大幅度提高。实验钢经时效处理时，随着时效温度的升高，κ′碳化物体积分数增大，尺寸变大，合金强度提高，并在550 ℃时效时达到1350 MPa较高值，当在580 ℃时效时，κ′碳化物过分粗化使合金强度降低。