高層錯(cuò)能Fe-Mn-Al-C低密度鋼的變形機(jī)制和組織控制

丁 樺，胡 曉

(東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819)

高性能鋼的開發(fā)目標(biāo)是提高其強(qiáng)度，同時(shí)保證良好的塑性.提高材料的強(qiáng)度可以使結(jié)構(gòu)件厚度減薄，滿足減重的需求.但是，當(dāng)材料減薄至一定程度，難于滿足結(jié)構(gòu)件剛度的要求.近年來，降低鋼的密度已成為高性能鋼的研究方向之一.

研究表明[1]，在Fe-Mn-C鋼中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.5%～12%的Al，可使鋼的密度降低至6.5～7.1 g/cm3.除了減重效果之外，添加Al還可以使錳鋼中易出現(xiàn)的延遲斷裂問題得到解決，并能提高鋼的耐蝕性能和抗蠕變性能[2-3].這些特殊的功能可使Fe-Mn-Al-C鋼的應(yīng)用得到進(jìn)一步的拓展.

2013年，在材料研究領(lǐng)域反映最新研究進(jìn)展的期刊Scripta上用整期介紹了低密度鋼的研究進(jìn)展，包括合金設(shè)計(jì)、合金變形過程中的組織演變、變形機(jī)制、應(yīng)變硬化行為及應(yīng)用前景等.2014年，美國礦業(yè)、金屬及材料學(xué)會(huì)主辦的期刊JOM出版了低密度鋼專輯.低密度鋼在國際上引起了研究者和應(yīng)用領(lǐng)域的廣泛重視.

近幾年來，低密度鋼的研究已經(jīng)成為高強(qiáng)鋼的研究熱點(diǎn)之一[4].當(dāng)Fe-Mn-Al-C鋼中的合金元素含量較高時(shí)，材料具有較高的層錯(cuò)能，其變形機(jī)制與具有較低層錯(cuò)能的高性能鋼有所不同.雖然在低密度鋼的組織性能和變形機(jī)制方面已有很多的研究，但是還有許多工作需要深入.本文對(duì)高層錯(cuò)能的Fe-Mn-Al-C鋼合金系的組成相、變形機(jī)制和組織性能之間的關(guān)系等方面的工作進(jìn)行綜述，并提出需進(jìn)一步研究的問題.

1 Fe-Mn-Al-C低密度鋼的類型及相組成

1.1 高錳高鋁鋼

當(dāng)錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于12%時(shí)，一般稱之為高錳鋼.在鋁含量較高的Fe-Mn-Al-C鋼中，組織是奧氏體或基體為奧氏體.當(dāng)Al、Mn 和C含量均較高時(shí)，在奧氏體基體上出現(xiàn)碳化物.圖1示出了奧氏體和碳化物的相結(jié)構(gòu)[4].在奧氏體中，當(dāng)Fe、Mn和Al隨機(jī)分布時(shí)，奧氏體是無序的(圖1(a)).當(dāng)Al占據(jù)頂角，而Fe和 Mn在面心位置，形成有序的奧氏體，結(jié)構(gòu)為L12，如圖1(b) 所示.當(dāng)C原子進(jìn)一步發(fā)生有序化，處于八面體間隙，則形成κ-碳化物(圖1(c)).如果C的占位并不充分，生成的碳化物為亞穩(wěn)相，其結(jié)構(gòu)與κ相一致，稱為κ'- (Fe,Mn)3AlCx(x<1)相.Yao等[5]通過原子探針和密度函計(jì)算研究了Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C鋼中的碳化物.結(jié)果表明：κ'-碳化物是非化學(xué)計(jì)量比的.κ'-碳化物中位于體心的C原子和位于頂角置換的Al原子濃度遠(yuǎn)低于理論值.

圖1 面心立方晶格的晶胞[4]Fig.1 Unit cell of f.c.c[4](a)—無序γ; (b)—有序γ，L12 ; (c)—κ碳化物

在高錳Fe-Mn-Al-C鋼中，鋁含量的變化對(duì)其組織組成有很大的影響.我們的研究工作表明[6]，在Fe-26Mn-Al-1.0C合金系中，當(dāng)鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)w[Al]從3%增至8%，合金保持奧氏體單相；當(dāng)鋁w[Al]達(dá)到10%時(shí)，開始出現(xiàn)碳化物；當(dāng)w[Al]增至12%，碳化物的數(shù)量顯著增加，同時(shí)出現(xiàn)～7%的鐵素體.

1.2 中錳高鋁鋼

由于在含鋁低密度鋼中降低錳含量有利于合金的制備，近年來許多研究者對(duì)中錳低密度鋼進(jìn)行了研究[7-10].根據(jù)合金成分和退火工藝的不同，可得到奧氏體+鐵素體雙相組織或奧氏體+鐵素體+碳化物復(fù)相組織,有時(shí)還存在少量的δ鐵素體.研究表明：在中錳的Fe-Mn-Al-C鋼中會(huì)形成兩種類型的碳化物：一種與高錳鋼類似，是奧氏體晶粒內(nèi)的納米級(jí)碳化物，即κ'相；另一種碳化物κ相則分布在晶界，由共析轉(zhuǎn)變形成，即γ→α+κ[10].

2 Fe-Mn-Al-C低密度鋼的變形機(jī)制

層錯(cuò)能對(duì)奧氏體鋼的變形模式及斷裂機(jī)制起到關(guān)鍵的作用.一般認(rèn)為[11]，錳鋼的層錯(cuò)能低于20 mJ/m2時(shí)，發(fā)生TRIP(transformation induced plasticity)效應(yīng)；而TWIP(twinning induced plasticity)鋼的層錯(cuò)能范圍一般為20～40 mJ/m2.在錳鋼中添加了足夠量的Al之后，奧氏體的層錯(cuò)能提高，在其中難于形成層錯(cuò)，變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移機(jī)制.

Frommeyer率先將Fe-Mn-Al-C鋼引入汽車用鋼的研究之中[1]，研究了18/28Mn-9/12Al/0.7-1.2C高錳高鋁鋼的力學(xué)性能.其結(jié)果表明，F(xiàn)e-28Mn-12Al-1C鋼的屈服強(qiáng)度為730 MPa，抗拉強(qiáng)度為1000 MPa，伸長率為55%.該文獻(xiàn)提出了剪切帶誘發(fā)塑性(shear band induced plasticity)的概念，被很多研究低密度鋼的學(xué)者所引用.Park等人[12-14]研究了Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼的拉伸力學(xué)行為和組織演變，合金的層錯(cuò)能為85 mJ/m2.結(jié)果表明，在變形過程中，奧氏體中發(fā)生平面滑移(planar slip)；隨著變形過程的進(jìn)行，出現(xiàn)泰勒晶格(Taylor lattice)，進(jìn)而形成顯微帶(microband)，材料具有高的強(qiáng)度(800 MPa)和極佳的塑性(～100%).他們認(rèn)為這是由于顯微帶的形成和發(fā)展使材料獲得持續(xù)的應(yīng)變硬化，將其稱之為顯微帶誘發(fā)塑性(microband induced plasticity).我們?cè)?Fe-18Mn-10Al-xC 鋼的研究中，也觀察到了泰勒晶格和顯微帶[15-16].Ponge等人[17]研究了 Fe-30.4Mn-8Al-1.2C 鋼的組織演變，指出奧氏體中發(fā)生平面滑移后形成了大量的滑移帶，且滑移帶的間距在變形過程中不斷減小.他們對(duì)滑移帶的間距進(jìn)行了定量分析，并對(duì)流變應(yīng)力進(jìn)行了計(jì)算，提出了一種新的應(yīng)變硬化機(jī)制，即動(dòng)態(tài)滑移帶細(xì)化(dynamic slip band refinement),認(rèn)為高的應(yīng)變硬化率是由滑移帶結(jié)構(gòu)的細(xì)化造成的.圖2為文獻(xiàn)[17]提出的動(dòng)態(tài)滑移系細(xì)化機(jī)制的示意圖.高層錯(cuò)能的Fe-Mn-Al-C鋼變形時(shí)呈現(xiàn)不同的機(jī)制，但其關(guān)鍵的影響因素尚不明確.

當(dāng)Fe-Mn-Al-C鋼為雙相組織時(shí)，鐵素體與奧氏體中的滑移機(jī)制不同.奧氏體中發(fā)生平面滑移，而鐵素體中發(fā)生波狀滑移(wavy slip).隨著變形過程的進(jìn)行，位錯(cuò)密度增加，形成位錯(cuò)纏結(jié).對(duì)Fe-20Mn-9Al-0.6C[18]和Fe-18Mn-10Al-xC[15]的研究表明，在變形過程中，奧氏體比鐵素體呈現(xiàn)出更強(qiáng)的應(yīng)變硬化.由于合金元素含量的不同以及熱處理制度的差異，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼中會(huì)出現(xiàn)不同的析出相，影響材料的變形行為.

圖2 動(dòng)態(tài)滑移帶細(xì)化示意圖[17]Fig.2 Schematic illustration of the proposed dynamic slip band refinement[17](a)—位錯(cuò)源激活；(b)—滑移面上存在較多位錯(cuò)；(c)—背應(yīng)力的存在消耗位錯(cuò)源，形成滑移帶(點(diǎn)劃線)；(d)—需要激活新的位錯(cuò)源；(e-f)—新激活的位錯(cuò)源經(jīng)歷前一個(gè)源的演變

3 Fe-Mn-Al-C鋼中析出相的作用

3.1 κ/κ′碳化物

在低密度鋼中，碳化物的數(shù)量、形貌及分布顯著影響材料的力學(xué)性能.文獻(xiàn)[19]對(duì)Fe-30Mn-7.8Al-1.3C合金固溶時(shí)效過程中的相分解進(jìn)行了研究.該合金固溶淬火態(tài)(淬火介質(zhì)：冰鹽水)為奧氏體組織，電子衍射分析表明存在短程有序.合金的過飽和固溶體時(shí)效后呈現(xiàn)硬化現(xiàn)象，源于形成了(Fe,Mn)3AlCx的立方碳化物的沉淀相(κ'相).

研究表明，有序碳化物是在奧氏體的富碳區(qū)發(fā)生調(diào)幅分解反應(yīng)而生成的.Park等人對(duì)Fe-28Mn-9Al-0.8C合金進(jìn)行了較多的研究，結(jié)果表明水淬后為單相奧氏體組織，進(jìn)一步的觀察分析表明奧氏體中存在短程有序[20].而文獻(xiàn)[1]和我們的研究工作[6]表明，在Fe-(18-26)Mn-(10-12)Al-(0.8-1.2)C鋼中，合金固溶水淬后已形成碳化物，即調(diào)幅分解過程已經(jīng)完成.在C含量更高的Fe-30Mn-9.5Al-2.0C合金中，固溶淬火后形成密度很高(40%)的納米級(jí)碳化物(10 nm)，時(shí)效后碳化物沿<110>方向發(fā)生粗化(平均尺寸為22 nm)，體積分?jǐn)?shù)增至68%[21].

在Fe-Mn-Al-C鋼的變形過程中，運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)可以切過納米級(jí)碳化物.當(dāng)這種納米級(jí)碳化物的數(shù)量很多時(shí)，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼的屈服強(qiáng)度得到顯著的提高.我們對(duì)Fe-26Mn-xAl-1C鋼引起屈服強(qiáng)度增加的幾種機(jī)制進(jìn)行了定量的評(píng)價(jià)，得出納米碳化物粒子對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)最大，是固溶強(qiáng)化的1.7倍，如圖3所示[22].值得指出的是，含有納米級(jí)碳化物的奧氏體鋼的變形行為有其顯著的特征，即材料一般具有很高的屈服強(qiáng)度，應(yīng)變硬化率雖然不是很高，但是在變形過程中可保持持續(xù)的應(yīng)變硬化，材料具有良好的塑性.文獻(xiàn)[9]對(duì)Fe-18.1Mn-9.6Al-0.65C的力學(xué)行為的研究表明，材料呈現(xiàn)三階段的應(yīng)變硬化.在高錳Fe-Mn-Al-C鋼中，當(dāng)鋁含量增加時(shí)，碳化物粒子的體積分?jǐn)?shù)增加，材料的應(yīng)變硬化率下降[23].

在中錳低密度鋼中，大多數(shù)情況下存在奧氏體和鐵素體兩相，或者還存在碳化物或其他的有序相.對(duì)Fe-12Mn-8Al-0.8C鋼的研究表明[7]，材料的抗拉強(qiáng)度為900 MPa，伸長率為46%，且初始應(yīng)變硬化率較高.這種良好的性能歸因于位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的細(xì)化和位錯(cuò)切過碳化物，從而使應(yīng)變硬化率能保持緩慢的下降.

圖3 不同機(jī)制對(duì)Fe-26Mn-xAl-1C鋼屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)[22]Fig.3 Diagram indicating the contribution of different mechanisms in the yield strength of Fe-26Mn-xAl-1C steels[22]

熱處理后的冷卻速度影響碳化物的類型和分布，進(jìn)而影響材料的性能.文獻(xiàn)[10]研究了Fe-11Mn-10Al-1.25C合金鋼在空冷、水冷和強(qiáng)烈淬火三種不同冷卻條件下的組織性能，結(jié)果表明，三種不同冷卻條件下κ碳化物的析出有著顯著的差異.如圖4所示，空冷條件下κ碳化物沿晶間大量析出; 水冷條件下粗大的鐵素體顆粒和κ碳化物彌散分布于奧氏體基體; 而強(qiáng)烈淬火時(shí)的組織基體為奧氏體，其上彌散分布著尺寸細(xì)小的κ′碳化物，同時(shí)存在退火孿晶.由于晶間κ碳化物的存在，水冷和空冷后合金具有較高的強(qiáng)度但塑性極差.而強(qiáng)烈淬火處理的合金其強(qiáng)度和延展性得到了很好的平衡，抗拉強(qiáng)度為1.1 GPa，延伸率可達(dá)29.3%,呈現(xiàn)出良好的綜合性能.

在Fe-Mn-Al-C鋼中添加其他合金元素，可改變碳化物的析出動(dòng)力學(xué).第一原理計(jì)算和TEM分析研究表明，Mo的添加延緩了Fe-Mn-Al-C鋼中碳化物形成的動(dòng)力學(xué)[24].對(duì)含有不同Mo和Cr含量的Fe-30Mn-10.5Al-1.1C的研究結(jié)果也表明，Mo和Cr的添加抑制了κ-碳化物的形成[25].

3.2 其他析出相

在Fe-27Mn-12Al-0.8C雙相鋼中[26]，基體為奧氏體，有約27%的δ鐵素體.在兩相區(qū)退火后淬火，奧氏體和鐵素體中均存在有序相.在無序的鐵素體基體上，出現(xiàn)有反向疇界的B2相，而DO3在無序的鐵素體和B2相中都存在；在奧氏體中存在納米級(jí)的碳化物.這種合金的屈服強(qiáng)度為812 MPa，抗拉強(qiáng)度為955 MPa，伸長率為42%.在鐵素體的變形組織中，出現(xiàn)位錯(cuò)偶；在奧氏體中，當(dāng)應(yīng)變較小時(shí)，單系平面滑移占主導(dǎo)地位；隨著變形程度的增加，發(fā)生多系平面滑移.材料的應(yīng)變硬化行為主要由超位錯(cuò)切過鐵素體和奧氏體中的有序相所決定.在Fe-18Mn-10Al-0.8C雙相鋼中，也發(fā)現(xiàn)了類似的現(xiàn)象[15].

將Ni添加到Fe-Mn-Al-C系合金中，通過形成金屬間化合物可在一定程度上提高低密度鋼的強(qiáng)度和塑性.如在Ni合金化的Fe-15Mn-10Al-0.86C-5Ni鋼中，存在約20%的鐵素體，同時(shí)在奧氏體中形成B2相粒子.位錯(cuò)不能切過這種粒子，而是在界面塞積，從而使合金獲得了高的屈服強(qiáng)度(1 GPa)和良好的應(yīng)變硬化能力[27].

圖4 不同冷卻方式獲得的Fe-11Mn-10Al-1.25C鋼組織[10]Fig.4 Microstructures of Fe-11Mn-10Al-1.25C steel by different cooling styles[10](a)—800 ℃-20 min 水冷 (SEM); (b)—900 ℃-20 min 水冷 (SEM);(c)—1 000 ℃-20 min 水冷 (SEM); (d)—1 000 ℃-20 min 液氮快冷 (TEM)

4 Fe-Mn-Al-C低密度鋼的組織控制

4.1 雙相低密度鋼的層錯(cuò)能計(jì)算

在奧氏體鋼的層錯(cuò)能計(jì)算中，其基點(diǎn)是認(rèn)為層錯(cuò)能是在兩個(gè)原子層間形成一個(gè)片狀馬氏體時(shí)所需的吉布斯自由能[28].而在鐵素體-奧氏體雙相鋼中，若用合金的名義成分計(jì)算層錯(cuò)能則可能會(huì)出現(xiàn)問題.如在Fe-0.23C-8.1Mn-5.3Al合金中[29]，用計(jì)算奧氏體層錯(cuò)能的方法計(jì)算雙相合金的層錯(cuò)能，當(dāng)層錯(cuò)能為50 mJ/m2時(shí)仍然發(fā)生TRIP效應(yīng)，完全不符合原有的規(guī)律.因此，應(yīng)考慮合金的相比例以及元素在各相中的配分，對(duì)雙相或復(fù)相合金的層錯(cuò)能進(jìn)行修正和計(jì)算，為低密度鋼的組織設(shè)計(jì)和控制提供參考.

4.2 雙相和復(fù)相低密度鋼變形時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變分配

在雙相鋼或復(fù)相鋼中，各相的性質(zhì)存在差異.由于各相的性質(zhì)不同，雙相或復(fù)相材料在宏觀應(yīng)力應(yīng)變下各相的變形行為是不同的，各相的形貌、比例和分布顯著影響材料的性能.深入了解宏觀形變中各組成相的變形行為，定量分析各相之間的應(yīng)力應(yīng)變分配，對(duì)明確材料的變形機(jī)制和新材料的設(shè)計(jì)十分重要.文獻(xiàn)[30]針對(duì)鐵素體-馬氏體雙相鋼，基于變形機(jī)制建立了物理模型，其模型綜合考慮了晶粒尺寸和相體積分?jǐn)?shù)對(duì)材料應(yīng)變的影響，定量分析了宏觀變形條件下各相的微觀應(yīng)力-應(yīng)變分配，提出了鐵素體-馬氏體雙相鋼中晶粒尺寸和相體積分?jǐn)?shù)控制的原則.但是在鐵素體-奧氏體低密度鋼中尚缺乏這方面的研究.應(yīng)從變形機(jī)制出發(fā)，建立雙相或復(fù)相低密度鋼應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系的物理模型，還可采用數(shù)值模擬的方法對(duì)兩相中的微觀應(yīng)力和應(yīng)變配分進(jìn)行分析，用以指導(dǎo)雙相低密度鋼的組織設(shè)計(jì).

4.3 雙相、復(fù)相低密度鋼中析出相的控制

以上不同的研究結(jié)果說明淬火條件和合金元素對(duì)Fe-Mn-Al-C鋼調(diào)幅分解過程的影響很大，但目前對(duì)Fe-Mn-Al-C鋼調(diào)幅分解的動(dòng)力學(xué)缺乏系統(tǒng)的研究，碳化物的形成條件并不明確，從而在低密度鋼的合金設(shè)計(jì)方面缺乏有效的指導(dǎo).應(yīng)設(shè)計(jì)淬火模式研究不同冷卻速率時(shí)的組織演變，同時(shí)研究奧氏體的相分解過程及動(dòng)力學(xué).當(dāng)在合金中能形成兩種尺寸碳化物時(shí)，應(yīng)探討退火溫度和冷卻方式的綜合影響，對(duì)中錳低密度鋼的組織實(shí)現(xiàn)有效的控制，進(jìn)一步提升材料的性能.

在鐵素體+奧氏體+碳化物復(fù)相鋼中，各合金元素在鐵素體和奧氏體中的配分會(huì)影響碳化物的成分及形成條件.Seol等人[31]采用透射電鏡和原子探針對(duì)低碳鋼中奧氏體的分解形成的碳化物進(jìn)行了研究，定量分析了溶質(zhì)元素的配分.但是，在包含碳化物的Fe-Mn-Al-C復(fù)相鋼中，這方面的研究報(bào)道還很有限.應(yīng)對(duì)各相中的合金元素分布進(jìn)行進(jìn)一步的研究，實(shí)現(xiàn)對(duì)有序碳化物的控制，進(jìn)而控制材料的性能.

在Fe-Mn-Al-C系的基礎(chǔ)之上添加其他合金元素時(shí)，應(yīng)明確這些元素對(duì)Fe-Mn-Al-C合金系相轉(zhuǎn)變和相組成的影響.對(duì)于B2和DO3相，如能通過形變熱處理手段使其獲得細(xì)化，并均勻地分布在奧氏體基體上，可以進(jìn)一步提高材料的綜合性能.但是，對(duì)這種鋼組織控制的研究工作尚很有限.此外，為進(jìn)一步提高Fe-Mn-Al-C系合金的力學(xué)性能，還應(yīng)探索微合金元素如Nb、V、Ti的作用，充分利用細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的效果.

5 結(jié) 語

Fe-Mn-Al-C低密度鋼具有良好的綜合性能，同時(shí)具有較低的密度，作為汽車用鋼具有潛在的應(yīng)用前景.應(yīng)進(jìn)一步明確合金元素、變形及熱處理?xiàng)l件對(duì)其相組成、組織參數(shù)及其變形機(jī)制的影響，定量分析雙相鋼和復(fù)相鋼各相的微觀應(yīng)力應(yīng)變分配，為材料的組織設(shè)計(jì)與控制提供依據(jù).同時(shí)，應(yīng)深入研究其他合金元素對(duì)Fe-Mn-Al-C低密度鋼相變和組織演變的影響，進(jìn)一步提升低密度鋼的綜合性能.

Dec.2018