基于FactSage的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織及力學(xué)性能

王英虎

(1. 成都先進(jìn)金屬材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院股份有限公司， 四川 成都 610000；2. 海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國家重點實驗室， 遼寧 鞍山 114009；3. 北京科技大學(xué) 國家材料服役安全科學(xué)中心， 北京 100083)

由于節(jié)能環(huán)保的需要，汽車輕量化已經(jīng)成為全世界汽車發(fā)展的潮流，有研究表明[1-2]，一輛汽車的自重每減少10%，它的燃油消耗可減少6%～8%，尾氣排放可降低5%～6%。汽車用鋼輕量化的方法主要有兩種：一種是通過采用提高鋼材的強塑性，減輕零部件尺寸厚度以達(dá)到輕量化效果[3-5]；另一種更有效的方法是在維持良好力學(xué)性能的基礎(chǔ)上降低鋼材的密度，開發(fā)出一種集低密度與良好強塑性于一身的鋼材。經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，向鋼中添加一定量的Al、Mn和C等輕量化元素后，可使鋼材在保持良好強塑性的同時也具備低密度的特征[6]。通過添加高含量的輕量化元素可增大鋼材的晶格常數(shù)，并憑借其較低的原子質(zhì)量降低材料的密度，這就是Fe-Mn-Al-C系低密度鋼開發(fā)研究的主要思路。對Fe-Mn-Al-C系低密度鋼成分開發(fā)的過程中，可以通過試驗與二元、三元相圖相結(jié)合的方法進(jìn)行成分設(shè)計，但隨著合金元素組元數(shù)量與含量的增加，簡單的二元、三元相圖已經(jīng)不能滿足新型低密度鋼材料開發(fā)的需求。目前，以相變熱力學(xué)為基礎(chǔ)的多元體系熱力學(xué)模擬計算軟件(如FactSage、JMatPro、Thermo-Calc和Pandat等)逐漸得到冶金與材料領(lǐng)域?qū)W者的認(rèn)可與重視[7]。FactSage是由加拿大特利爾工業(yè)大學(xué)開發(fā)的FACT軟件和德國某公司的ChemSage軟件相融合，形成的一款綜合性熱力學(xué)計算軟件，被廣泛應(yīng)用在材料科學(xué)、冶金、腐蝕等領(lǐng)域[8]。本文采用FactSage8.0 軟件對Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼多元系相圖進(jìn)行計算和分析，以明確該體系的相變規(guī)律和析出相的析出行為，以及研究不同組元對Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼相變和析出的影響，并通過試驗對計算結(jié)果進(jìn)行了驗證，為Fe-15Mn-8Al-0.25C 低密度鋼材料的開發(fā)應(yīng)用、合金成分控制以及熱加工工藝制定提供了基礎(chǔ)理論數(shù)據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為實驗室條件下制備的低密度鋼，采用VIM-150型真空感應(yīng)爐冶煉成φ200 mm×350 mm的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼鑄錠，鑄錠質(zhì)量為120 kg。使用ELTRA CS800型紅外碳硫儀測定其C和S元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，使用ONH-2000型氧氮氫分析儀測定其O、N和H元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，使用IRIS Intrepid II XSP型ICP光譜儀測得Al元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，使用OBLF QSN750型光譜儀測得其他元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，得到化學(xué)成分如表1所示。

表1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel (mass fraction，%)

采用FactSage 8.0熱力學(xué)軟件對試驗鋼的相變過程及析出行為進(jìn)行計算，計算過程使用了FactSage 8.0軟件中的Equilib與Phase Diagram模塊[9]，采用專門用于計算鋼鐵材料相圖的FSstel數(shù)據(jù)庫，成分以單位克(g)進(jìn)行輸入，總質(zhì)量設(shè)置為100 g，壓力設(shè)置為1個標(biāo)準(zhǔn)大氣壓(101.325 kPa)，在平衡條件下對數(shù)據(jù)庫中存在的相不加任何條件限制，通過對計算結(jié)果的分析，討論Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼多元系中的Mn、Al及C元素對凝固冷卻過程中平衡相組成和相變的影響，并得到了具體的平衡相變路徑圖，主要研究了奧氏體和鐵素體的平衡相轉(zhuǎn)變及κ-碳化物的析出規(guī)律。本文使用w(M)表示對應(yīng)M元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，如Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)表示為w(Al)；使用w(Al)-T表示多元體系中除了Al和基體元素Fe之外其他元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)一定時的垂直截面圖，其他情況以此類推。

采用PANalytical XPert MPD Pro型X射線衍射儀分析試驗鋼的相組成，測量角度為30°～100°，掃描速度為10°/min。采用CARL ZEISS Axio Imager A 1m光學(xué)顯微鏡與JEOL JSM-6390LV掃描電鏡對試驗鋼的組織形貌進(jìn)行觀察，并用掃描電鏡配套的EDS能譜儀分析析出相的成分。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，采用直徑為φ5 mm的棒狀試樣在MTS Landmark 370電液伺服萬能試驗機上進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min。

2 熱力學(xué)計算結(jié)果與分析

2.1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼平衡凝固冷卻相變與析出路徑

使用FactSage軟件計算Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼由1600 ℃高溫液相冷卻至600 ℃的平衡相圖，計算結(jié)果如圖1所示。由圖1(a)可以看出，在600～1600 ℃溫度范圍內(nèi)，熱力學(xué)計算出的Fe-15Mn-8Al-0.25C 低密度鋼的平衡相有液相、鐵素體、奧氏體和κ-碳 化物。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼為雙相鋼，在1600 ℃高溫液相冷卻至600 ℃的過程中沒有單一奧氏體相區(qū)。在670 ℃與957 ℃，鐵素體與奧氏體含量相同，在600～670 ℃與957～1282 ℃兩段溫度區(qū)間內(nèi)，鐵素體含量大于奧氏體，僅在670～957 ℃溫度范圍內(nèi)，奧氏體含量大于鐵素體。由圖1(b)可以看出，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼溶液在A點1424 ℃發(fā)生液固相變，首先生成了鐵素體；溶液冷卻至B點1282 ℃時，發(fā)生液相+鐵素體→奧氏體相變，奧氏體的晶核通常優(yōu)先在鐵素體的晶界上形成并長大。試驗鋼溶液在C點1279 ℃完全轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔?，在C點溫度以下，試驗鋼不會再有液相出現(xiàn)；當(dāng)試驗鋼冷卻至D點 694 ℃時開始生成κ-碳化物。

圖1 FactSage軟件計算所得Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡相圖(a)各平衡相含量與溫度的關(guān)系圖；(b)相變與碳含量的關(guān)系圖Fig.1 Graphs of equilibrium phases of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel calculated by FactSage software(a) content of each equilibrium phase vs temperature; (b) phase transformation vs carbon content

圖2(a～d)為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼中的液相、κ-碳化物、鐵素體和奧氏體相中的主要元素組成。由圖2(a)可知，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在1424～1600 ℃溫度范圍內(nèi)為單一液相，在1279 ～1424 ℃溫度范圍內(nèi)為液固兩相區(qū)，在600～1279 ℃溫度范圍內(nèi)為固相。由圖2(b)可知，κ-碳化物相主要由Fe、Mn、Al與C元素構(gòu)成，析出溫度為694 ℃，κ-碳化物相在694 ℃析出后隨著溫度降低，F(xiàn)e、Mn、Al與C元素含量均逐漸增加。由圖2(c)可知，鐵素體在1424 ℃生成，在鐵素體生成初期，各元素含量迅速增加，但當(dāng)奧氏體生成時，各元素又逐漸降低，當(dāng)溫度降低至700 ℃左右時，各合金含量又逐漸增加。由圖2(d)可知，奧氏體生成溫度為1282 ℃，在奧氏體生成初期，各元素含量迅速增加，但當(dāng)溫度降低至700 ℃左右時，各合金含量又逐漸減少。

圖2 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼中各平衡相元素組成Fig.2 Element composition of equilibrium phases in the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel

凝固相變與析出路徑是研究鋼鐵合金組織轉(zhuǎn)變和分析凝固組織的重要依據(jù)[10]。由圖3可以看出，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼1600 ℃→600 ℃平衡凝固和冷卻相變路徑為：液相→液相+鐵素體→液相+鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體+κ-碳化物。

圖3 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡凝固及冷卻相變路徑圖Fig.3 Phase transformation path of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel during equilibrium solidification and cooling

2.2 合金元素對Fe-Mn-Al-C系低密度鋼相變及析出行為的影響

2.2.1w(Al)-T垂直截面相圖

為分析Al含量對相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算Fe-15Mn-(5～10)Al-(0.1～0.4)C低密度鋼多元系中所有相隨Al含量的變化曲線，分別得到C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%、0.2%、0.3%和0.4%時600～1600 ℃溫度范圍內(nèi)的w(Al)-T垂直截面圖，如圖4所示。由圖4可知，κ-碳化物的析出溫度隨Al含量的增加而升高，因此Al含量增加可促進(jìn)κ-碳化物生成。κ-碳化物的相組成為(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)Cx，是鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的近程有序第二相，很多學(xué)者認(rèn)為細(xì)小且彌散的κ-碳化物是由調(diào)幅分解形成的，而非形核長大形成，關(guān)于(Fe,Mn)3(Fe,Mn,Al)Cx中x的取值，Sato等[11]得出的x值為0.4，而Storchak等[12]得到的x值為0.66，由于Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中有大量的Al與C元素，彌散析出的κ-碳化物成為一種獨特的強化機制。Al含量在5%～10%范圍內(nèi)變化時，隨著Al含量增加，低密度鋼的奧氏體單向區(qū)溫度范圍逐漸減小，因此，Al在Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中是形成并穩(wěn)定鐵素體相的元素，Al含量增加還會使高錳鋼的層錯能增大，有利于形變孿晶形成，提高材料的強塑性[13-14]。C是 奧氏體穩(wěn)定化元素，由圖4(a～d)可以看出，C含量從0.1%增加到0.4%，F(xiàn)e-Mn-Al-C系低密度鋼的奧氏體相區(qū)面積顯著增大。

圖4 Fe-15Mn-xAl-(0.1～0.4)C體系低密度鋼的截面相圖Fig.4 Phase diagrams in vertical section of the Fe-15Mn-xAl-(0.1-0.4)C system low density steel(a) w(C)=0.1%； (b) w(C)=0.2%； (c) w(C)=0.3%； (d) w(C)=0.4%

2.2.2w(Mn)-T垂直截面相圖

為分析Mn含量對Fe-(10～20)Mn-(6～9)Al-0.25C低密度鋼多元系600～1600 ℃下的平衡相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算出Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%、7%、8%和9%時w(Mn)-T垂直截面圖。由圖5可以看出，隨著Mn含量增加，奧氏體單相區(qū)增大，這說明Mn元素在低密度鋼中具有穩(wěn)定并擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的作用，κ-碳化物的析出溫度隨著Mn含量的增加而降低，因此Mn含量增加可抑制κ-碳化物生成。在低密度鋼中，Mn元素可以使Ms點降低，以固溶態(tài)存在時可以強化基體，增加材料的層錯能，使其在變形過程中產(chǎn)生密集孿晶，顯著提高材料的伸長率。在鋼鐵材料中，Mn含量過高容易形成穿晶組織結(jié)構(gòu)，使焊接性能大幅下降，導(dǎo)熱性能降低，不利于材料綜合性能的改善。Al是形成并穩(wěn)定鐵素體相的元素，隨著Al含量增加(6%→9%)，奧氏體單相區(qū)面積減小十分明顯，當(dāng)Al含量超過8%時，不再有單相奧氏體相區(qū)存在，這與圖4的計算結(jié)果是相同的。

圖5 Fe-xMn-(6～9)Al-0.25C體系低密度鋼的截面相圖Fig.5 Phase diagrams in vertical section of the Fe-xMn-(6-9)Al-0.25C system low density steel(a) w(Al)=6%； (b) w(Al)=7%； (c) w(Al)=8%； (d) w(Al)=9%

2.2.3w(C)-T垂直截面相圖

為分析C對Fe-15Mn-(7～10)Al-(0～0.5)C低密度鋼多元系600～1600 ℃下的平衡相組成和相變的影響，運用FactSage軟件計算不同C含量的w(C)-T垂直截面圖。由圖6可以看出，隨著C含量的增加，單相奧氏體區(qū)明顯增大，這說明C元素是奧氏體穩(wěn)定化的元素，當(dāng)鋼快速冷卻時，可以使奧氏體保留于室溫，在Al與Mn含量較高的Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中，奧氏體相化學(xué)成分不穩(wěn)定，增加C含量有利于提高低密度鋼中奧氏體穩(wěn)定性并改善鋼材的力學(xué)性能。當(dāng)?shù)兔芏蠕撟鳛槌尚斡娩摃r，C含量不能太高，C含量太高會對鋼材的焊接性能和成形性能造成不利影響。Al和C元素合金化的低密度鋼在熱處理過程中通常會產(chǎn)生κ-碳化物，由圖6可以看出，隨著C含量的增加，κ-碳化物的析出溫度升高，這說明C對κ-碳化物析出具有促進(jìn)作用。κ-碳化物的大小和形貌會強烈地影響Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的強韌性，在基體內(nèi)均勻彌散分布的納米級κ-碳化物起強化效果，對塑性降低不是很明顯，但晶界粗大的片狀或帶狀的κ-碳化物，會使材料產(chǎn)生脆性斷裂并嚴(yán)重?fù)p害其強韌性，為了避免κ-碳化物在晶界大量產(chǎn)生，應(yīng)合理設(shè)計低密度鋼中的C含量[15-17]。

圖6 Fe-15Mn-(6～9)Al-xC體系低密度鋼的截面相圖Fig.6 Phase diagrams in vertical section of the Fe-15Mn-(7-10)Al-xC system low density steel(a) w(Al)=6%； (b) w(Al)=7%； (c) w(Al)=8%； (d) w(Al)=9%

3 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織及力學(xué)性能

3.1 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織

圖7為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在1100 ℃固溶1 h后水淬，再經(jīng)800 ℃時效3 h及5 h后的顯微組織，可以看出，試驗鋼時效后的組織在晶界與晶內(nèi)有塊狀及針狀碳化物析出，隨著時效時間的增加，針狀碳化物數(shù)量增加。時效時間不同，試驗鋼的晶粒大小沒有明顯變化，這主要是因為碳化物的析出對晶界起釘扎作用，有效阻止了晶粒長大。圖8為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效5 h后的XRD圖譜，由圖8可以看出，試驗鋼由奧氏體、鐵素體與κ-碳化物3相組成，這與FactSage的計算結(jié)果是一致的，通過峰值對比可以發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼基體組織中奧氏體相含量明顯要高于鐵素體，由FactSage計算結(jié)果可知，在670～957 ℃溫度范圍內(nèi)，奧氏體含量大于鐵素體，試驗結(jié)果呈現(xiàn)的特征與計算結(jié)果是相同的?；诎⒒椎略?，利用電子天平測試Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼在常溫條件下空氣與水中的質(zhì)量，計算得到試驗鋼的密度為6.99 g/cm3，傳統(tǒng)鋼材的密度約為7.8 g/cm3，與之相比，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%。

圖7 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效3 h(a)和5 h(b)的光學(xué)顯微組織Fig.7 OM microstructure of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 3 h(a) and 5 h(b)

圖8 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效處理5 h的XRD圖譜Fig.8 XRD pattern of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 5 h

3.2 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的力學(xué)性能

圖9為Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃分別時效3 h和5 h后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖9可以看出，試驗鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線的典型特點是沒有明顯的屈服平臺，呈連續(xù)屈服變形。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼時效3 h后的抗拉強度為602 MPa，屈服強度為520 MPa，斷后伸長率為28.6%，時效5 h后的抗拉強度為729 MPa，屈服強度為685 MPa，斷后伸長率為22.4%，隨著時效時間的增加，試驗鋼的強度增加，斷后伸長率降低。這可能是因為隨著時效時間的增加，試驗鋼中析出的κ-碳化物數(shù)量增加，提高了材料的強度，但晶界處的碳化物又導(dǎo)致塑性降低。研究表明[18]，如果鋼材的密度降低10%，那么就可以保持甚至顯著提高鋼材在汽車工業(yè)中應(yīng)用的優(yōu)越性和競爭力，根據(jù)國際上對低密度汽車鋼的研究，將抗拉強度小于270 MPa的稱為低強度鋼，抗拉強度在270～700 MPa稱為高強度鋼，抗拉強度在700 MPa以上的稱為超高強度鋼。本文設(shè)計的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的力學(xué)性能已達(dá)到高強度鋼的強度要求，并且與傳統(tǒng)鋼材的密度相比，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%，可以為汽車輕量化材料使用方面提供更多的選擇。

圖9 Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃分別時效3 h和5 h后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.9 Stress-strain curves of the Fe-15Mn-8Al-0.25C low density steel aged at 800 ℃ for 3 h and 5 h，respectively

4 結(jié)論

1) 在600～1600 ℃溫度范圍內(nèi)，熱力學(xué)計算出的Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的平衡相有液相、鐵素體、奧氏體和κ-碳化物，試驗鋼在1424～1600 ℃溫度范圍內(nèi)為單一液相，1279～1424 ℃為液固兩相區(qū)，在600～1279 ℃溫度范圍內(nèi)為固相，其平衡凝固冷卻相變路徑為：液相→液相+鐵素體→液相+鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體→鐵素體+奧氏體+κ-碳化物。試驗鋼中κ-碳化物的析出溫度隨著Al與C含量的增加而升高，隨著Mn含量的增加而降低。

2) Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的時效后的組織由奧氏體、鐵素體與κ-碳化物3相組成，晶界及晶內(nèi)均有塊狀及短棒狀的κ-碳化物析出。經(jīng)試驗驗證，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的組織與FactSage軟件計算的結(jié)果是一致的，用FactSage計算Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的相變及析出行為具有一定的參考價值。

3) Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼800 ℃時效3 h后的抗拉強度為602 MPa，屈服強度為520 MPa，斷后伸長率為28.6%，時效5 h后的抗拉強度為729 MPa，屈服強度為685 MPa，斷后伸長率為22.4%，隨著時效時間的增加，試驗鋼的強度增加，斷后伸長率降低。Fe-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度為6.99 g/cm3，傳統(tǒng)鋼材的密度約為7.8 g/cm3，與之相比，F(xiàn)e-15Mn-8Al-0.25C低密度鋼的密度下降了10.4%。