固溶和时效处理对Fe-Mn-Al-C轻质钢组织和硬度的影响

孙 建，黄贞益，李景辉，王 萍

(1.安徽工业大学 冶金工程学院，安徽 马鞍山 243002；2.铜陵学院 机械工程学院，安徽 铜陵 244061)

Fe-Mn-Al-C系轻质钢一直是近些年的研究热点，该体系钢不仅有着高的强度和优异的韧性(屈服强度0.4～1.0 GPa，抗拉强度0.6～2.0 GPa，伸长率30%～100%)[1-7]，而且拥有着较低的密度。Frommeyer等[7-8]指出，钢中每添加1%(质量分数，下同)的Al，其密度会降低1.3%，因此对实现节能减重具有重要研究意义，在汽车工业、航空航天、国防建设等领域有着非常广阔的发展前景。Fe-Mn-Al-C系轻质钢中基本合金元素Al含量为2%～12%，Mn含量为2%～30%，C含量为0.05%～2%，再配以Si、Ni、Mo、Nb、V、Ti等合金元素进行成分优化，设计出强塑性较为优异的轻质钢。根据热轧态主要组成相该体系钢可分为单一奥氏体钢、单一铁素体钢、奥氏体基双相钢和铁素体基双相钢[7]。

奥氏体基Fe-Mn-Al-C系轻质钢一般采用固溶处理和时效处理相结合的热处理方式[9-12]，固溶处理通常是为后续的时效处理作前期组织准备，把各合金元素及第二相充分溶解到基体当中去，起到均匀化组织和获得过饱和固溶体的作用。时效处理再选择合适的温度及时间，来调控钢中第二相(κ-碳化物以及MC等)析出的形态、大小、分布以及体积分数，以实现所需的组织和性能。κ-碳化物是该体系钢经过固溶和时效处理时，在奥氏体基体当中析出，其析出机制目前尚无确切定论，大量研究表明，κ-碳化物是以调幅分解的方式在奥氏体中共格析出[2,9-14]，这是目前学界最普遍的一个认识。此外，新的研究表明[15]，Fe-20Mn-9Al-3Cr-1.2C轻质钢在时效过程中，未发现调幅分解过程中的元素配分现象，奥氏体中κ-碳化物晶核是通过形核机制直接形成的，这一发现突破了原有晶内纳米κ-碳化物形成机制的认知。综上，固溶和时效处理工艺对Fe-Mn-Al-C系轻质钢的组织和性能产生重要影响，固溶时效处理工艺对轻质钢析出相的影响还需继续进行广泛研究。因为合适的热处理工艺可以达到优化材料性能的目的，然而工艺不当也能恶化材料性能[16]，所以探究固溶时效处理对该体系钢的影响有着十分必要的意义。

本文对含一定量Si和V的Fe-Mn-Al-C轻质钢进行了固溶和时效处理，采用XRD、OM、SEM等分析手段对时效后的试验钢进行了组织和硬度分析，为该体系钢后续的成分优化设计以及热处理工艺提供一定的参考价值。

1 试验材料与方法

试验钢采用真空感应电炉熔炼为50 kg钢锭，化学成分如表1所示。钢锭切去冒口，锻造加热温度1160 ℃，保温1.5 h，始锻温度1140 ℃,终锻温度900 ℃以上，锻造成横截面尺寸为30 mm×100 mm方坯，水冷至室温。轧制加热温度1200 ℃，保温时间2 h，开轧温度1050 ℃以上，终轧温度850 ℃以上，7道次轧制成4.5 mm厚板坯，然后空冷至室温。线切割切取15 mm×20 mm(沿轧制方向)规格试样分别经950、1000、1050 ℃固溶处理1 h后水冷，然后分别在450、500、550 ℃下保温5 h后空冷，工艺如图1所示。金相样品磨制、抛光后采用4%的硝酸酒精溶液对试验钢进行腐蚀，将表面腐蚀液冲洗干净，在UMT203i 型光学显微镜下观察显微组织。采用Bruker D8AdvanceX射线衍射仪(Cu靶Kα射线进行扫描)对试验钢进行物相分析，测试角度范围10°～110°，步速5°/min，工作电压40 kV，加速电流200 mA。在华银布洛维硬度计上测定试验钢的布氏硬度。采用排水法测得试验钢密度为7.23 g/cm3。

表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)

图1 试验钢固溶和时效处理工艺示意图

2 试验结果与分析

2.1 原始组织

图2为热轧态试验钢金相和扫描组织以及XRD测试结果。由图2可知，热轧态试验钢组织为单相奥氏体，在奥氏体基体中存在退火孪晶，孪晶沿着奥氏体晶界向晶内生长，部分贯穿于整个奥氏体晶粒，有的则终止在奥氏体晶内。在试验钢的XRD谱图中可以发现，衍射峰强度较高的为奥氏体(γ)的(111)、(200)晶面，如图2(c)所示。

图2 试验钢的原始组织

2.2 固溶和时效处理对试验钢组织的影响

图3为试验钢在不同热处理条件下的显微组织，由图3可知，在经过不同温度的固溶和时效处理后，试验钢的基体相较于热轧态没有发生变化，仍为单相奥氏体，且在奥氏体内仍然存在着一定数量的退火孪晶。由图3(a，b)和图3(c～e)可以观察到，在同样的固溶处理条件下，随着时效温度的升高，试验钢的奥氏体晶粒尺寸并没有明显的变化，说明此时效处理条件对试验钢的晶粒尺寸影响较弱，间接地说明了时效处理对试验钢的影响效果体现在了第二相的析出方面，也就是奥氏体中过饱和固溶体的调幅分解以及合金元素配分析出。由图3(a，c)，图3(b，d)以及图3(e，f)可以看出，在相同时效温度下，随着固溶温度的升高，奥氏体晶粒尺寸长大明显，孪晶数量逐渐减少，奥氏体晶界逐渐趋向于平直化，当固溶温度由950 ℃升高到1000 ℃时，晶粒尺寸范围由10～50 μm扩大到50～100 μm。在1050 ℃固溶时，奥氏体晶粒尺寸最大，为50～200 μm。

图3 试验钢经不同温度固溶和时效后的显微组织(OM)

为进一步分析时效处理过程中，试验钢第二相的析出情况以及种类，进行了扫描电镜分析(SEM)，如图4所示。由图4(a，b)和图4(c～e)可以观察到，在950 ℃和1000 ℃内进行固溶时，在同一固溶处理温度下，随着时效温度的提高，试验钢组织中呈亮白色析出物数量逐渐增多，且分布由零星点状式趋于片状聚集式分布在奥氏体基体相上。当固溶温度为1050 ℃、时效温度为550 ℃时，试验钢奥氏体基体中很难再发现零星点状式的析出物，而相邻的析出物相互连接在一起，发展成为了链状式分布，如图4(f)中方框区域所示。

图4 试验钢经不同温度固溶和时效后的SEM照片

经过EDS分析基体中析出物的成分，结果如图5所示。EDS结果表明，亮白处析出相与基体相并无太大差别，不同的是，亮白色析出物中C和V的含量相对较高，可以分析白色颗粒为[(Fe,Mn)AlC]类κ-碳化物及VC等，因为V为强碳化物形成元素，时效时从晶内析出，当析出量适当时可以起到钉扎晶界、细化晶粒的作用。

图5 试验钢经950 ℃固溶和500 ℃时效后的EDS结果

研究认为[3,18]，在低Al和低C的情况下，κ-碳化物的析出化学驱动力不足，κ-碳化物的形成需要Al元素和C元素在奥氏体基体内扩散，换言之，κ-碳化物的形成速率由合金内Al和C的扩散速度决定。所以轻质钢内Al和C的含量直接影响了固溶和时效处理时第二相的析出效果。试验钢Al和C含量基本满足了κ-碳化物的析出化学驱动力要求。而V强碳化物形成元素的加入，会对κ-碳化物的析出动力产生影响。通常，时效处理过程中第二相的析出，会提高试验钢的强度、硬度，起到第二相强化作用，但这并非绝对，其还受到析出物的析出形态、大小、分布以及数量等因素的影响，与此同时，奥氏体晶粒大小所产生的细晶强化效果，以及奥氏体内的孪晶所产生的孪晶强化效果等因素会共同影响试验钢的力学性能。

2.3 固溶和时效处理对试验钢硬度的影响

试验钢在不同固溶和时效处理条件下的硬度分布见图6，可以看出，950 ℃固溶1 h、500 ℃时效5 h时，硬度达到最大值202.7 HBW，而1050 ℃固溶1 h、550 ℃时效5 h时，试验钢硬度最低为157.8 HBW。因此固溶和时效处理对试验钢的硬度影响较为明显，在相同的时效工艺下，试验钢的硬度随着固溶温度的升高而降低，在相同的固溶工艺下，随着时效温度的升高，试验钢硬度呈增大趋势。此外，热处理状态下试验钢的硬度较热轧态均出现了明显降低。

图6 试验钢在不同固溶和时效条件下的硬度值分布

结合试验钢的OM和SEM分析结果，随着固溶温度的升高，试验钢的晶粒尺寸增大，从前文所述Hall-Petch细晶强化角度理解，试验钢的晶粒尺寸增大，硬度值降低，这与试验钢硬度值测试结果相一致。在同一固溶温度下，随着时效温度的升高，试验钢的硬度呈增大趋势，根据图4可知，随着时效温度的升高，析出相形态由零星点状式变为片状聚集式，即第二相析出增强，说明随着时效温度的升高，析出强化效果得到一定提高。

通常，第二相κ-碳化物及VC强碳化物等析出对轻质钢的力学性能有着重要影响，其形貌细小且弥散地分布在基体中，会显著提高基体强度且几乎不损害韧性，如果尺寸过大或分布不均匀，不仅对钢的韧性损伤较严重，还会降低其强度。此外，对于Fe-Mn-Al-C系轻质钢固溶和时效热处理来说，在固溶过程中的固溶强化、细晶强化、孪晶强化[19]以及时效处理时的析出强化，这些强化机制共同对试验钢的力学性能产生影响。对于该体系轻质钢后续还需进一步优化固溶温度、固溶时间、时效温度和时效时间，以得到优异的综合力学性能。

3 结论

1)随着固溶温度的升高，试验钢的晶粒尺寸随之增大，在1050 ℃固溶时，晶粒尺寸范围达到50～200 μm。在同一固溶温度下，时效温度的升高对试验钢的晶粒长大影响不明显。

2)时效处理时试验钢中有第二相析出，随着时效温度的升高，析出相形貌逐渐由零星点状式到片状聚集式分布，再到链状形态分布在奥氏体基体内。

3)试验钢的硬度随着固溶温度的升高而降低，随着时效温度升高，试验钢硬度呈增大趋势，在热处理试验范围内，950 ℃固溶1 h、500 ℃时效5 h时，硬度达到最大值202.7 HBW。