Fe- Al- Mn- C四元系1 000 ℃的相平衡试验研究

2019-12-03谌思宇郑伟森鲁晓刚

上海金属 2019年6期

谌思宇郑伟森鲁晓刚,2

(1.上海大学材料科学与工程学院，上海 200444; 2.上海大学材料基因组工程研究院，上海 200444)

轻质Fe- Al- Mn- C系钢具有高强度、高韧性、低密度、抗冲击、良好的耐蚀性能和成形性能等优点，相比传统的高强钢，其减重效果明显，在未来汽车用钢领域的发展潜力巨大[1]。近年来，在Fe- Al- Mn- C系的基础上，根据合金元素的配比及热处理工艺的不同，已经生产出了TRIP、TWIP和TRIPLEX钢(κ- 碳化物析出强化)等优质高强钢[2- 4]。为了优化轻质钢合金成分及工艺设计，准确可靠的轻质钢合金体系相图信息必不可少。Fe- Al- Mn- C四元系是轻质钢的基础体系，其中奥氏体γ、铁素体α及κ- 碳化物之间的平衡关系是轻质钢合金体系相图的关键组成部分。

目前，已有多位学者对Fe- Al- Mn- C四元系进行了试验和热力学计算研究。1990年，Ishida等[5]试验测定了Fe- (0～10)Al- (20～30)Mn- C(质量分数，%，下同)合金在900～1 200 ℃的相平衡，确定了900～1 200 ℃富铁角等温截面相图，并建立了γ相与κ- 碳化物之间的相平衡。2010年，Chin等[6]研究了Fe- Al- Mn- C钢中κ- 碳化物((Fe,Mn)3AlC)的热力学稳定性，对Mn- Al- C三元系进行了热力学评估，并对Fe- Al- C体系中κ- 碳化物的模型进行了简化，建立了Fe- Al- Mn- C四元系的热力学数据库。2015年，Kim等[7]基于CALPHAD方法，试验研究了Fe- Al- (10/40)Mn- C合金在900～1 200 ℃的相平衡，评估了其子体系的热力学，并采用三亚点阵模型(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)1(Va,C)1来描述κ- 碳化物，对Fe- Al- Mn- C四元系进行了热力学优化。2017年，Hallstedt等[8]建立了高锰钢的PrecHiMn- 4数据库，并引入了Fe- Mn- C[9]、Fe- Al- Mn[10]三元系的热力学描述，但其仍采用简单模型(Fe,Mn)3(Al)1(C,Va)1来描述κ- 碳化物。2018年，Fartushna等[11]试验测定了Fe- Al- (10～20)Mn- C合金在1 000和1 100 ℃的相平衡，所获κ- 碳化物单相区位于碳含量较低区域，与前人的试验结果不一致，有待进一步验证。通过对比前人试验或计算所得的Fe- Al- Mn- C等温截面，发现其γ+κ两相区及γ+α+κ三相区的优化结果存在着一定的差异，因此本文试验测定了Fe- 9Al- Mn- C合金在1 000 ℃下γ、α及κ- 碳化物三相之间的相平衡，并与现有的Fe- Al- Mn- C体系热力学描述进行对比，以期获得较为准确的相图数据库，为轻质钢的理论设计奠定基础。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

试验原料为纯铁(99.99%，质量分数，下同)、纯锰(99.95%)、纯铝(99.99%)及石墨(99.8%)。合金中的碳以Fe- C合金形式加入。采用100 kg LMC/HRS单晶定向凝固设备感应熔炼制备Fe- C合金，并进行二次熔炼，以确保成分均匀。采用WK- Ⅱ型真空非自耗电弧炉熔炼合金试样，熔炼前先融化钛以减少氧含量。为保证合金成分均匀，将熔炼得到的纽扣锭翻转后重熔6次。制备了8个Fe- Al- (8～30)Mn- (0.4～1.1)C合金纽扣锭，纽扣锭约30 g。采用电感耦合等离子体原子发射光谱仪(ICP)测定纽扣锭的化学成分，并使用CS600高频红外碳硫分析仪测定碳含量。

将纽扣锭封装在充有氩气保护气氛的石英管中，并置于管式电阻炉进行均匀化退火，在1 100 ℃保温168 h后取出淬火，获得单一奥氏体相。将退火后试样线切割成6 mm×6 mm×3 mm的块状试样，然后进行1 000 ℃×240 h退火处理。

1.2 试验方法

退火态试样经研磨、抛光后，采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，然后在Leica DM2700M型金相显微镜下观察其显微组织，用HITACHI SU- 1500型扫描电子显微镜和能谱仪(SEM- EDS)测定并分析其微观结构及成分，初步判定合金的物相组成。使用JEOL JXA- 8230F电子探针显微分析仪(EPMA)测定合金中各相的微区成分，测5个点取平均值。由于碳元素属于超轻元素，碳含量测定的误差明显大于金属元素测定的误差，因此本文对EPMA所测得的各元素含量，除去碳元素后进行了归一化计算。

采用D/MAX2500V PC型X射线衍射仪对试样物相进行分析，Cu靶Kα射线，管电压40 kV，管电流250 mA，扫描范围为40°～100°，扫描速度2 (°)/min。

2 结果与讨论

2.1 相平衡分析

Fe- Al- Mn- C合金在1 000 ℃退火240 h后的金相照片如图1所示。可见，仅有1号合金处于三相平衡状态，2号～8号合金均为两相组织。图2为Fe- Al- Mn- C合金的几种典型组织。1号合金处于γ+α+κ- 碳化物三相平衡，其中灰黄色基体为γ相，均匀分布在γ相周围的是块状灰白色α相，在α相边缘或α/γ相界上的是深灰色的κ- 碳化物。2号合金的基体为γ相，少量细长条状的α相沿晶界析出。3号～6号合金均处于γ+α两相平衡，两相均匀分布。7号和8号合金的基体均为灰黄色γ相，其中7号合金中的块状深灰色κ- 碳化物沿晶界析出，8号合金中的κ- 碳化物只在晶界少量析出。

图3为1号～8号退火态合金试样的X射线衍射图谱。可以看出，1号合金为γ、α和κ三相平衡；2号～6号合金为γ+α两相，7号、8号合金均为γ+κ两相平衡，进一步证实了OM、SEM- EDS的结果。

图1 Fe- Al- Mn- C合金经1 000 ℃退火240 h后的金相照片Fig.1 Microstructures of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

图2 Fe- Al- Mn- C合金经1 000 ℃退火240 h后的几种典型SEM照片Fig.2 Several typical SEM images of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

图4为几种典型退火态合金试样的EPMA成分分析图。表1列出了1号～8号合金成分及其各相的平均成分。结合表1和显微组织观察可以看出，当1号、2号和8号合金试样中Al和C的质量分数分别为9.0%和1.0%时，随着Mn的质量分数的增加(8.0%～18.0%)，γ相含量逐渐增加，这与Mn为奥氏体稳定化元素有关。当1号、3号和4号合金试样中Al和Mn元素的质量分数分别为9.0%和8.5%时，随着C的质量分数的增加(0.4%～0.9%)，γ相含量逐渐增加，α相含量逐渐减少，κ相沿α相边界析出。当2号、5号和6号合金试样中Al和Mn元素的质量分数分别为9.0%和13.0%时，随着C的质量分数的增加(0.4%～1.1%)，γ相含量逐渐增加，α相含量逐渐减少，当C的质量分数为1.1%时，α相沿晶界析出。

图3 Fe- Al- Mn- C合金经1 000 ℃退火240 h后的XRD图谱Fig.3 XRD patterns of Fe- Al- Mn- C alloys after annealing at 1 000 ℃ for 240 h

2.2 相平衡试验与计算结果的对比

分别利用Chin等[6]、Kim等[7]和Hallstedt等[8]优化的Fe- Al- Mn- C数据库对试验合金在1 000 ℃时的相平衡进行热力学计算，并与本文的试验结果进行比较，如表2所示。此外，对Al的质量分数分别为7.6%、9.0%和9.5%的Fe- Al- Mn- C四元系在1 000 ℃时的等温截面图进行计算，并与本文的试验数据进行比较，如图5所示。

图4 几种典型退火态合金试样的EPMA成分分析Fig.4 EPMA analysis of several typical as- annealed alloy samples

从图5可以看出，随着Al含量的增加，Fe- Al- Mn- C四元系1 000 ℃等温截面相图中γ+α+κ三相区出现并逐渐扩大，α单相区逐渐扩大，而γ单相区逐渐减小，这与Al是铁素体稳定化元素有关。进一步比较发现，3号～6号合金的相关系试验结果与Chin等、Kim等和Hallstedt等的相图计算结果一致。值得注意的是，1号合金的组织为γ+α+κ三相，而Chin等、Kim等和Hallstedt等的相图计算结果均为γ+α两相区。此外，7号、8号合金的组织为γ+κ两相，而Chin等、Kim等和Hallstedt等的计算结果均为γ单相区。由此可见，前人所描述的κ- 碳化物的稳定性较低，这可能与其采用的κ- 碳化物热力学模型有关。

表1 Fe- Al- Mn- C合金的化学成分及其在1 000 ℃时的平衡相组成(质量分数)Table 1 Chemical compositions of Fe- Al- Mn- C alloys and its phase equilibrium compositions at 1 000 ℃(mass fraction) %

注：*表示w(Fe)=100%-w(Al)-w(Mn)-w(C)，其中:Al和Mn的含量用ICP测定，C含量用碳硫分析仪测定