相场法研究时效温度对Fe-Cu-Mn-Ni合金中富Cu相析出的影响

王康红, 许洋洋

(郑州工业应用技术学院 机电工程学院, 河南 新郑 451100)

近年来,Fe-Cu合金以其高强度、良好的冲击性能和优良的焊接性,被广泛应用于工业、军事和辐照环境下的压力容器等领域[1-4]。Fe-Cu合金优良的力学性能主要来源于富Cu相的析出强化作用[5],因此进一步优化Fe-Cu合金的力学性能需要了解富Cu相的析出过程。

针对Cu析出相的研究已经开展了大量工作。研究表明[6],Ni元素的添加,可以有效改善含Cu钢的热脆问题,其原因是添加Ni元素改变了基体表面氧化层中富Cu相结构,提高Cu在奥氏体中的溶解度,并抑制Cu向基体内渗透。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细小[7],而且Mn元素还可以使Cu原子加速向富Cu相扩散,提高富Cu相的生长和粗化速度[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界面处聚集,导致界面能降低,进而加速了富Cu相的析出[10-12]。同时富集于富Cu相表面的Ni、Mn等元素可形成B2环,B2环的存在会阻止富Cu相的进一步扩散生长,致使富Cu相粗化缓慢,并且B2环作为缓冲层,可以有效缓解Cu析出相与Fe基体之间的晶格失配应变[13-14]。综上可知,目前多数工作的研究思路主要是考虑添加不同种类的合金元素(如Mn、Ni 和Al 等)来分析富Cu相的析出过程,而对于时效温度变化对富Cu相析出过程影响的研究很少。时效温度是控制时效强化的重要因素[15-17],因此深入理解时效温度如何影响富Cu相的析出过程,包括析出相的尺寸变化、形貌变化、结构特征等,对于改善合金性能有着深远的意义。

本文通过耦合CALPHAD热力学数据库[18-20],建立了Fe-Cu-Mn-Ni合金的相场模型,对时效过程中的相分离和析出相形貌演化进行了模拟,揭示了不同时效温度下富Cu相的形貌、体积分数、颗粒数量、平均颗粒半径的变化规律,为进一步理解富Cu相的形成机理提供理论依据。

1 相场模型

在相场模型中引入序参量η来描述α相到γ相的相变过程,当η=0时表示α相,而η=1则表示γ相。成分场ci(r,t)是时间t和空间位置r的函数,用来描述不同组元的扩散过程,这里i=1、2、3、4,分别代表着Fe、Cu、Mn和Ni。根据Landau相变理论,系统总的自由能如下:

(1)

(2)

式中:Si=(ai-a1)/ai是成分i的晶格错配系数;c0,i是i元素的平均成分。

将方程(1)代入Cahn-Hilliard方程和Allen-Cahn方程:

(3)

(4)

式中:ζci和ζη是热噪声项;Lη是动力学系数;Mi是合金元素的扩散率,其与扩散系数的关系为

(5)

(6)

本工作研究的对象为Fe-15Cu-1Mn-1Ni (at%)合金。三维模拟的计算区域为32dx×32dx×32dx,二维模拟区域为128dx×128dx,其中dx=0.5是空间步长,时间步长Δt=0.01,无量纲时效时间t=t*/(l2/DCuα),t*是实际时效时间,l=10-9m是特征长度。采用半隐式Fourier谱方法求解动力学演化方程(3)和(4)。模拟参数如表1所示。

表1 模拟参数[18-20]

2 试验结果和讨论

2.1 析出相微观组织的演化过程

时效温度为1200 K时,Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%) 合金中相分离的演化过程如图1所示。图1(a)为富Cu相的析出演化,图1(b,c)是富Mn和富Ni的B2环的形成过程,图1(d)为α相向γ相的转变过程,深蓝色代表bcc结构,其他颜色为fcc结构。由图1(a1)可知,在t=2500时,在噪声项的作用下富Cu相最先从过饱和固溶体内均匀析出。在此阶段,Ni和Mn原子主要分布在固溶体和析出相之间,α相向γ相的转变尚未开始,首先析出的富Cu相晶体结构仍保持为bcc结构。随着时效的进行,析出的富Cu相开始长大和粗化,同时Ni原子和Mn原子逐渐向富Cu相与Fe基体的界面区域移动,并以富Cu相为形核中心开始形核,这种形核现象率先发生在尺寸较大的富Cu相周围,如图1(b2,c2)方框内出现的Ni原子和Mn原子偏聚现象,这是由于富Cu 相的析出导致其与基体相界面处产生了晶格畸变,易于无畸变晶粒的形核,而富Cu相越大产生的晶格畸变就越严重,B2相的形核和生长也更容易。随着时效时间的继续推移,富Cu相的数量不断增长,大量的Ni和Mn原子向Cu析出相和Fe基体之间的界面区移动,并以富Cu相为核心形成了环形的金属间化合物B2,B2相的形成阻止了富Cu相的进一步生长,导致富Cu相后期缓慢粗化。此外,B2相还可以作为缓冲层,来缓解富Cu相与Fe基体之间的晶格畸变。同时结合序参量的变化,还可以发现当富Cu相出现后,并不代表α相立即向γ相转变。相变的发生需要富Cu相的尺寸达到临界尺寸后才可以发生。这与文献[18,21]中给出的试验和模拟结果相吻合。

图1 Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金析出相演化的模拟结果(a)富Cu相;(b)富Mn相;(c)富Ni相;(d)结构序参量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 时效温度对富Cu相析出的影响

图2为不同时效温度下富Cu相的析出演化结果。由图2可知,在t=1000时,并未发生明显的成分波动,材料仍是过饱和固溶体。当t=3000时,在噪声项的作用下,富Cu相逐渐从固溶体内析出,此时可以观察到,时效温度越低,富Cu相的析出越缓慢,数量也越少,随着时效温度的升高,富Cu相的析出逐渐加快,析出数量也依次递增,由此可知升高时效温度,可以有效加快富Cu相的析出速度。在t=5000时,析出的富Cu相相继进入粗化阶段。在时效温度较低时,析出相形貌为球形结构,这表明析出相的生长和粗化以Ostwald熟化为主,即尺寸较小的析出相溶解并被尺寸较大的析出相吸收,随着时间的推移,析出相的数量逐渐减少。而随着时效温度的升高,析出相的粗化机制除了Ostwald熟化外,析出相还可以通过相界面的迁移、溶解和合并来完成粗化,这使得析出相形貌逐渐由球形结构转变为棒状结构。这种粗化机制也在试验中得到了验证[22]。

图2 不同时效温度下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 时效温度对富Cu相析出动力学的影响

时效是合金强化的一种常见手段,通过调节不同的时效参数,可以有效控制析出相的形貌、尺寸和数量等,进而达到优化合金的目的。下面将定量研究不同时效温度对析出相生长动力学的影响。

众所周知,析出相体积分数越高获得的界面形貌也越复杂,这直接影响着材料的力学性能。因此,需要分析不同时效温度对析出相体积分数的影响。图3为不同时效温度下,富Cu相体积分数随时效时间的变化规律。由图3(a)可知,在时效早期,材料仍保持固溶体结构,并没有富Cu相的生成,如图3(a)中的4条曲线重合的直线区域所示。当时效温度较低时,析出富Cu相的时间较长,并且其体积分数也最先达到稳定,随着时效温度的增大,析出相的析出时间不断缩短。同时,随着时效温度的依次升高,富Cu相的体积分数也逐渐增大,这表明增大时效温度可以有效促进富Cu相的析出和生长。这与图2的模拟结果相吻合。

图3 时效温度对Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金中富Cu相析出动力学的影响(a)体积分数;(b)平均半径;(c)析出数量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

图3(b)为时效温度对富Cu相平均颗粒半径的影响。由图3(b)可知,在早期的时效阶段,析出相半径全都为0,说明该阶段并没有析出相析出。随着时效时间的延伸,部分富Cu相开始从基体中析出,并在界面能的驱动下快速生长和粗化,对应于图3(b)中析出相半径的突然增大[23]。当时效温度较低时,析出相的半径变化趋势相对较为平缓,这表明析出相的生长较为缓慢,在经历较长的生长过程后,析出相进入粗化阶段,晶粒半径快速增大,即黑色曲线的尾端部分。而当时效温度进一步升高后,析出相的生长阶段缩短,粗化阶段提前,析出相半径持续增大,当时效温度为1200 K时,在时效时间为t=4700时,析出相半径有一个激增的阶段,该拐点表明此时富Cu相粗化机制发生了转变,由单纯的Ostwald熟化变为析出相合并粗化和Ostwald熟化并存的粗化方式。综上可知,升高时效温度可以加快粗化阶段富Cu相的长大。

时效温度对富Cu相析出数量的影响如图3(c)所示。从图3(c)中可以看出,析出相的数量变化整体表现为先增多后减少的趋势,这表明只有当析出相数量达到临界值后才会进行粗化。在时效温度为650 K时,析出相的数量先增大后快速下降。当时效温度为823 K时,析出相数量在下降到一定值保持稳定。继续升高温度到1000 K后,析出相数量在下降到一定值后,其数量又再次减少,这表明析出相先经历Ostwald粗化,当析出相数量稳定后,析出相间又发生了合并粗化机制。而当时效温度达到1200 K时,析出相的数量在达到某一值后保持较慢的增长速度,经过一段时间后析出相数量急剧下降,这是因为析出相的数量越多,在其与基体的界面处形成的B2相也越多,进而抑制析出相的粗化。表明在较高的时效温度下,析出相的粗化机制转变为Ostwald粗化和合并粗化同时进行。由此可知,升高时效温度,使富Cu相的粗化加快,导致富Cu相数量的下降速度加快。

3 结论

本文建立了一个模拟多元合金固态相变中微观组织演化的相场模型,研究了时效温度变化对Fe-15Cu-1Mn-1Ni(at%)合金中富Cu相析出机制的影响,研究发现:

1) 只有当富Cu相的尺寸达到一定范围后,相变才会发生。同时Mn和Ni原子更容易在尺寸较大的富Cu相周围发生偏聚,并在界面处形成B2环来抑制富Cu相的生长和粗化。

2) 时效温度的变化会改变富Cu相的形貌和粗化机制,当时效温度较低时,富Cu相通过Ostwald粗化机制进行粗化,其形貌为圆球形,而在较高的时效温度下,富Cu相的粗化机制包括Ostwald粗化和合并粗化,形貌也由球形转变为棒状结构。

3) 随着时效温度的升高,富Cu相的体积分数、平均颗粒半径和数量下降速率都随着时效时间的推移而持续增大。这些现象表明,提高时效温度可以缩短富Cu相的析出时间,促进富Cu相的长大和粗化。