Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中κ-碳化物研究進展

關鍵詞：Fe-Mn-AI-C低密度鋼;κ-碳化物;合金元素;熱處理

0 引言

近年來，隨著新能源汽車的普及和國家對“碳達峰”“碳中和”政策的要求，汽車用鋼逐漸向節(jié)能減排轉變。相較傳統(tǒng)汽車用鋼而言，F(xiàn)e-Mn-Al-C系低密度鋼具有更高的強度、塑韌性及耐腐蝕性等綜合性能，這些特點使得低密度鋼在航空航天、汽車、船舶等領域具有非常廣闊的應用研究前景，因此Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的研究受到了廣泛的關注。

國內外研究學者針對Fe-Mn-Al-C系低密度鋼開展了大量研究，以求獲得性能更加優(yōu)異的低密度鋼。Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的強度、塑韌性等綜合力學性能會受到析出相的影響，而κ-碳化物作為主要析出相之一，其析出位置及晶粒尺寸均會大幅影響低密度鋼的性能，因此調控κ-碳化物的析出至關重要。為了深入探究κ-碳化物與Fe-Mn-Al-C低密度鋼之間的聯(lián)系，國內外研究者進行了大量試驗研究，如改變合金元素含量、調控熱處理工藝等。研究發(fā)現(xiàn)，合金元素含量及熱處理工藝的改變均會對κ-碳化物的析出產(chǎn)生影響，同時所析出的κ-碳化物會對Fe-Mn-Al-C低密度鋼的性能產(chǎn)生不同的影響。Chen等提出Al元素含量的增加會對Fe-C鋼的密度產(chǎn)生影響，每加入1%Al， 鋼的密度降低1.3%。同時，Al、Mn元素的添加還會促使Fe-Mn-Al-C系低密度鋼產(chǎn)生析出相，進而影響低密度鋼的綜合性能。本文綜述了Fe-Mn-Al-C鋼中的主要析出相κ-碳化物，包括κ-碳化物的特征、析出機理、合金元素對其析出的影響、熱處理工藝對其影響以及κ-碳化物對強韌化機制的影響。

1 κ-碳化物的特征及析出機理

κ-碳化物具有鈣鈦礦結構，是一種E21型晶體結構碳化物。這種結構基于面心立方晶格，立方體角為Al原子，表面中心為Fe或Mn原子，C原子位于晶格的中心，形成Fe3AlC，F(xiàn)e2MnAlC，F(xiàn)eMn2AlC，Mn3AlC等L′12型立方晶體相，其中κ-碳化物的理想化學分子式為（Fe，Mn）3AlC，κ-碳化物晶格圖如圖1所示。

κ-碳化物分為晶內κ-碳化物與晶界κ′-碳化物，通常在奧氏體中析出，晶內以彌散分布的細小κ-碳化物產(chǎn)生析出強化，顯著提高鋼的屈服強度與塑韌性。而隨著時效溫度與時間的延長，κ-碳化物會在奧氏體晶界析出長大，形成晶界κ′-碳化物，此時晶界處以片層狀分布的粗大κ′-碳化物喪失了與基體的粘附性，嚴重損害鋼材的塑韌性。

早期研究中，多數(shù)學者認為κ-碳化物是在γ-奧氏體中通過調幅分解和有序化過程形成和長大的。如Seol等通過對Fe-3.0Mn-5.5Al-0.3C合金鋼進行透射電鏡（TEM）掃描和原子探針（APT）層析成像，發(fā)現(xiàn)高溫下κ-碳化物針狀形核的原因與Al原子向奧氏體的有序化和C原子的擴散密不可分，認為κ-碳化物是由與成核相關的共析反應形成的。Wang等對Fe-9Al-30Mn-2.0C 進行時效淬火發(fā)現(xiàn)其組織為含有細小的κ-碳化物的奧氏體相，并解釋其是在淬火過程中通過調幅分解形成的，且隨淬火溫度的升高，晶內κ-碳化物會向晶界κ′-碳化物轉變。在Al、Mn含量較高的Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中，隨著Al與C含量的增加，κ-碳化物會先在晶界處析出；當Al與C含量均超過閾值時，κ-碳化物才會在奧氏體晶內析出并呈彌散化分布，此時κ-碳化物為納米級，非常細小，其析出過程如圖2所示。

但近期Zhang等對于κ-碳化物的形核機制提出了新的觀點，其團隊對奧氏體基低密度Fe-20Mn-9Al-3Cr-1.2C鋼采用高分辨掃描透射電鏡技術（HRTEM）、高角環(huán)形暗場掃描透射（HAADF）和原子探針層析成像技術（APT）進行了近原子尺度的表征，結合試驗鋼的鑄態(tài)與時效態(tài)HRTEM圖（如圖3所示）和APT重構圖分析可知，在細小κ-碳化物析出時并未檢測到化學元素的重新分配，此時元素在近原子尺度上均隨機分布，并未有溶質元素的化學分配。而通過計算后得到的溫度場模擬圖顯示出FCC相的吉布斯能量的演化趨勢相同，曲率始終為正曲率，這一結果從熱力學上證明了κ-碳化物的析出機理并非調幅分解，據(jù)此進一步從析出相的原子尺度及熱力學方面證明了在鑄態(tài)和時效態(tài)試驗鋼中的晶內κ-碳化物的形成遵循形核和長大機制，即κ-碳化物有序核可以直接在無序的γ-奧氏體中形成，而不是通過調幅分解與有序化機制。

因此對于κ-碳化物的析出機理還要進行更加深入的研究，以獲得更有效的微觀結構調整。

2 合金元素對κ-碳化物的影響

在Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中，κ-碳化物的析出能顯著改善鋼的強度、硬度和塑韌性等力學性能，提高鋼的耐磨性和耐腐蝕性等。因此為了得到性能更加優(yōu)異的金屬材料，需要對κ-碳化物的析出進行合理的調控。而低密度鋼中合金元素的含量差異會對κ-碳化物的析出產(chǎn)生直接影響，因此對于低密度鋼中合金元素的成分把控尤為重要。

2.1 Al對κ-碳化物析出的影響

Al作為一種合金元素廣泛用于各種合金鋼中，其含量的增加會降低鋼的密度和楊氏模量，提高鋼的強度，同時還會對鋼的變形機制產(chǎn)生影響，增強TRIP和TWIP效應，從而影響鋼的耐腐蝕性和抗氧化性等。而在Fe-Mn-Al-C系低密度鋼中，Al元素的加入還會影響κ-碳化物的析出，進而對鋼的力學性能產(chǎn)生顯著影響。

孟靜竹等對3種不同Al含量的Fe-18Mn-xAl-0.8C-0.3Si（x=3，6，9）輕質鋼熱軋后的顯微組織進行觀察研究，發(fā)現(xiàn)3Al、6Al輕質鋼均未析出κ-碳化物，只有9Al鋼析出，其XRD圖譜如圖4所示。究其原因是由于Al可以穩(wěn)定鐵素體并擴展鐵素體區(qū)域，因此在鋼中加入Al元素可以使碳化物向鐵素體聚集。當固溶度達到飽和后，Al元素會聚集在碳化物中形成κ-碳化物。該研究還通過透射電鏡對奧氏體邊界上的κ-碳化物進行結構標定，并利用Patterson方程計算得到κ-碳化物的晶格常數(shù)a0=0.428，這一結果與XRD測得的晶格常數(shù)相吻合，這進一步證實了κ-碳化物只有在鋼中Al元素含量達到特定閾值后才會析出。

隨著Al含量的增加，富Al、Mn和C的過飽和奧氏體鋼在淬火或時效過程中發(fā)生調幅分解，且C和Al原子進行有序排列，鋼中的析出相由M3C型碳化物（Fe， Mn）3C轉變?yōu)棣?碳化物。Huang等制備了10種合金成分含量不同的Fe-Mn-Al-C低密度鋼并對其中的9種試樣進行1150 ℃固溶2 h油淬，另一種試樣進行水淬，之后進行時效處理，發(fā)現(xiàn)隨著Al質量分數(shù)的增加，κ-碳化物由晶界析出轉為晶內析出，還發(fā)現(xiàn)同樣的時效條件下κ-碳化物的析出幾率會隨著Al含量的增加而升高，即Al對κ-碳化物的析出有顯著的作用。類似地，Li等對Fe-30Mn-xAl-1C鋼進行固溶時效后觀察κ-碳化物的溶解溫度，發(fā)現(xiàn)隨著Al含量的增加，κ-碳化物的溶解溫度隨之升高，如圖5所示，這同樣證明了Al對κ-碳化物的析出具有促進作用。

Al含量的增加顯著提高了κ-碳化物沉淀的驅動力，從而提高晶內κ-碳化物與晶界κ′-碳化物的溶解度。同時Al會增加基體晶格常數(shù)的質量百分比，從而降低κ-碳化物與基體間的失配應變能，促使κ-碳化物的沉淀。

2.2 Mn對κ-碳化物析出的影響

近年來研究者們對輕質鋼的研究主要集中在通過添加Al來最大限度地降低鋼材的密度。然而，大量添加Al會形成Fe3Al金屬間化合物，這會引起鋼的脆化以及造成鑄造與熱軋過程中產(chǎn)生開裂等問題。過量Al的添加還會導致κ-碳化物析出的粗化，惡化鋼的延展性。因此，需要添加Mn來擴大奧氏體相區(qū)或抑制Fe3Al金屬間化合物的形成。但Mn含量過多時，其作為奧氏體穩(wěn)定元素的性質會減少鋼中奧氏體的分解，因此在一定程度上會抑制κ-碳化物的產(chǎn)生。

單一奧氏體Fe-Mn-Al-C低密度鋼中，由于奧氏體體積分數(shù)較高，Mn含量的變化對其穩(wěn)定性的影響較小。相關研究表明，單一奧氏體鋼中Mn含量的增加會導致κ-碳化物的溶解溫度略微降低，這一現(xiàn)象表明在κ-碳化物析出的過程中，Mn對其起到了抑制作用，但抑制效果較為薄弱。Song等將Fe-xMn-7Al-0.8C（x=12，15，20）在1200 ℃均勻化后空冷至室溫，通過XRD及SEM分析發(fā)現(xiàn)，當Mn含量為12%時，鐵素體與κ-碳化物沿奧氏體晶界呈混合形狀分布（見圖6（a）），此時κ-碳化物的體積分數(shù)為9.8%。當Mn含量為15%時，微觀結構與12%Mn相似（見圖6（b）），此時κ-碳化物體積分數(shù)為3.3%。當Mn含量為20%時，試樣由奧氏體、鐵素體及少量κ-碳化物組成（見圖6（c）），κ-碳化物體積分數(shù)為0.2%。該結果表明，隨著Mn含量增加，κ-碳化物體積分數(shù)減小，說明了在單一奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼中Mn對κ-碳化物的析出具有抑制作用，但影響較弱。

在雙相Fe-Mn-Al-C低密度鋼中，其組成相主要為鐵素體和奧氏體，不同于全奧氏體鋼，Mn含量的變化對其穩(wěn)定性的影響較大。Sohn等制備了4種不同Mn含量的Fe-xMn-5Al-0.3C（x=3，6，9，12）冷軋輕質鋼，并對其在1200 ℃均勻化并空冷至室溫后的組織進行XRD及SEM分析，發(fā)現(xiàn)當Mn含量為3%時僅有鐵素體及κ-碳化物存在（見圖7（a）），同時XRD圖譜中出現(xiàn)明顯的鐵素體及κ-碳化物衍射峰，說明鋼中奧氏體完全分解為鐵素體及κ-碳化物，且κ-碳化物的體積分數(shù)為35.4%。當Mn含量為6%時，在XRD圖譜中的κ-碳化物衍射峰幾乎消失，奧氏體分解為鐵素體、馬氏體和κ-碳化物（見圖7（b）），且三者混合分布，此時κ-碳化物含量減小至8.2%。當Mn含量大于6%時只有鐵素體及奧氏體存在，未觀察到κ-碳化物的析出（見圖7（c，d）），且XRD圖譜中只能觀察到鐵素體與奧氏體的衍射峰，觀察不到κ-碳化物的衍射峰。這證明了在奧氏體含量較低的雙相Fe-Mn-Al-C低密度鋼中，Mn含量對κ-碳化物的析出具有抑制作用，且影響較為顯著。

3 熱處理工藝對κ-碳化物的影響

Fe-Mn-Al-C低密度鋼中，κ-碳化物的析出不僅受到合金元素成分的影響，還會直接受到熱處理工藝的影響。固溶和時效處理是低密度鋼最主要的熱處理工藝，通常情況下，對鋼進行固溶處理是為了使鋼中合金元素與有序相充分溶解在基體組織中并獲得過飽和固溶體組織，便于后續(xù)通過時效處理對κ-碳化物的析出形貌、析出位置和體積分數(shù)進行調控。因此選擇不同的固溶與時效處理的溫度和時間，能夠對κ-碳化物的析出行為進行合理的調控，進而有效地改善低密度鋼的綜合力學性能。

3.1 固溶處理

Fe-Mn-Al-C低密度鋼在冶煉時通常會有許多碳化物及有序相沉淀在晶界，惡化鋼的力學性能。對低密度鋼進行固溶處理可以使這些碳化物及有序相溶解于基體組織中并獲得過飽和固溶體組織，便于后續(xù)時效處理調控晶粒內析出彌散分布的κ-碳化物。固溶處理也能有效地消除再結晶過程中的組織內應力，使得再結晶過程中的組織不發(fā)生畸變。Fe-Mn-Al-C 低密度鋼中碳化物及有序相的溶解會降低材料的屈服應力，提高材料的塑性。因此，對于固溶溫度的選取通常以碳化物的溶解溫度為基準，選用較低的固溶溫度和較短的固溶時間，從而盡可能地降低晶粒的長大。

劉志偉等對Fe-Mn-Al-C低密度鋼在950～1200 ℃下進行固溶，發(fā)現(xiàn)當固溶溫度在1000 ℃以上時，κ-碳化物完全回溶至基體，且隨著固溶溫度及固溶時間的增加，晶粒長大愈發(fā)明顯，并通過對比得出1100 ℃固溶的組織具有最佳的強塑積。Li等研究也證明了這一現(xiàn)象，還發(fā)現(xiàn)κ-碳化物通常會在奧氏體晶內、晶間析出，晶內κ-碳化物的析出對鋼材的強韌性有著明顯的強化作用，而晶界κ′-碳化物則相反。

3.2 時效處理

Fe-Mn-Al-C低密度鋼進行固溶處理后，需再進行時效處理使κ-碳化物析出。而不同的時效條件下，由于元素的擴散，κ-碳化物析出的位置和形貌也會發(fā)生改變。在低密度鋼中，隨著時效溫度的變化，所析出的κ-碳化物的形貌及位置也會隨之改變。當時效溫度在400～650 ℃時，會析出較為細小的κ-碳化物并在奧氏體基體內呈彌散分布；當時效溫度在650～800 ℃時，會在晶界處析出呈片層狀的κ′-碳化物且顆粒較為粗大；當時效溫度大于800 ℃時，κ-碳化物會開始溶解于奧氏體基體中。因此，在低溫（450～650 ℃）下時效時，隨著時效溫度的增加，晶內析出的κ-碳化物增多；而在高溫（650～850 ℃）下時效時，κ-碳化物會不斷長大并在晶界形成κ′-碳化物。

劉少尊等對Fe-27Mn-8Al-1.6C進行1050 ℃固溶1 h油淬和405～530 ℃時效5 h后發(fā)現(xiàn)，隨著時效溫度的升高，彌散分布在奧氏體晶粒中的κ-碳化物逐漸長大，其形貌也逐漸清晰。在535 ℃時效后，部分相鄰的κ-碳化物結合成一體，呈長條狀沿奧氏體晶界分布。Banis等研究了Fe-28Mn-9Al-1C在不同時效條件下的組織演變，并通過改變時效溫度與時效時間對κ-碳化物的析出和長大進行了定性表征，發(fā)現(xiàn)在550 ℃時效8 h時，其強度和延展性最好，并且隨著時效溫度與時效時間的增加，κ-碳化物逐漸在晶界處析出，此時κ-碳化物喪失了與基體的粘附性并會損害鋼材的塑韌性。

表1中列出了部分熱處理工藝下Fe-Mn-Al-C低密度鋼的組織與性能。從表1可以看出，時效溫度和時效時間的變化會導致κ-碳化物在組織中析出的位置發(fā)生改變。在300～500 ℃時效時，時效溫度的升高可進一步提高鋼的抗拉強度和沖擊性能，并保留優(yōu)異的塑性變形能力。而當時效溫度高于600 ℃后，鋼的強韌性、抗沖擊性均大幅降低。這一現(xiàn)象主要是由于過高的時效溫度會使κ-碳化物在奧氏體晶界處大量析出，從而惡化鋼的性能。而在同一時效溫度下，隨時效時間的延長，鋼的韌性同樣會極大降低。這是因為時效時間過長也會促使晶界κ′-碳化物的析出，進而損害鋼的塑韌性。因此需要合理地對時效溫度及時間進行調控，盡量避免熱處理過程中生成晶界κ′-碳化物。

4 κ-碳化物對強韌化機制的影響

對于常見的Fe-Mn-Al-C低密度鋼來說，C和Mn是奧氏體穩(wěn)定元素，而Al是強鐵素體形成元素，Al的添加可以提高晶內與晶界κ-碳化物的溶解度。因此，具有有序面心立方L′12型的κ-碳化物容易在淬火期間通過調幅分解在奧氏體內部形成。同時，奧氏體分解為鐵素體和κ-碳化物這一過程是在時效期間通過有序化反應發(fā)生。而相組成的差異及κ-碳化物的形貌、尺寸、析出位置都會對低密度鋼的力學性能和變形行為產(chǎn)生不同的影響。在中/高Mn鋼內，奧氏體堆垛層錯能（SFE）通過變形機制的改變在提高中/高Mn鋼的綜合性能方面起到關鍵的作用。Allain等對含Mn鋼的層錯能進行了表征，發(fā)現(xiàn)當SFE低于18 mJ/m2時，主要變形機制為馬氏體相變（TRIP），當SFE為18～35 mJ/m2時，奧氏體的變形主要通過形變孿晶效應（TWIP）表現(xiàn)出來，而當SFE超過70 mJ/m2時，受力變形過程中奧氏體的主要變形機制是位錯平面滑移。合金元素含量的差異會影響SFE的值，同時由于Al和C的添加，鋼的SFE值會顯著增高。隨著SFE值的增加，位錯平面滑移會成為Fe-Mn-Al-C鋼的主要變形機制。而在Mn和C含量較高的鋼中，Al含量的增高不僅會增加SFE值，還會促進κ-碳化物的析出，改善力學性能。

研究表明，低密度鋼在受力變形過程中的變形機制不會因為κ-碳化物的析出發(fā)生改變。但考慮到κ-碳化物會被位錯所剪切，且κ-碳化物的尺寸和體積越大，與位錯相遇并被剪切的可能性就越大，因此κ-碳化物被認為是位錯運動的弱障礙，會阻礙位錯的運動，影響低密度鋼的性能。而κ-碳化物對鋼性能的影響是雙向的，晶內細小的κ-碳化物可以顯著提高鋼的硬度，而晶界析出的粗大κ′-碳化物會顯著降低鋼的塑韌性。Kalashnikov等對Fe-0.9C-29.8Mn-9Al低密度鋼固溶水冷后時效，發(fā)現(xiàn)在固溶處理的水冷期間及時效早期，晶內κ-碳化物在鋼中析出長大，此時的屈服強度顯著提高，并認為是由于晶內細小κ-碳 化物的析出強化了鋼的性能。Liu等對Fe-11Mn-10Al-1.25C低密度鋼的研究也證明了晶內細小的κ-碳化物會顯著增強鋼的延展性，這與Ding等的試驗結果相符。而隨著時效溫度的升高與時效時間的延長，會在晶界處析出粗大的球狀κ′-碳化物，導致鋼在熱軋過程中產(chǎn)生裂紋，惡化鋼的性能。對于κ-碳化物析出的相關研究也證明了在晶界κ′-碳化物未析出時，淬火輕質鋼的抗拉強度能達到700 MPa以上、伸長率也在32%以上。

為了深入探究κ-碳化物對性能影響的兩重性，國內外學者對κ-碳化物在Fe-Mn-Al-C鋼中的作用機理進行了深入研究，在經(jīng)過大量的試驗計算后，發(fā)現(xiàn)κ-碳化物會阻礙位錯運動。由于Fe-Mn-Al-C低密度鋼的受力變形機制為平面位錯滑移，而κ-碳化物的界面能相對較低，因此κ-碳化物會被位錯所剪切，阻礙位錯運動，即為位錯運動的弱障礙。且隨著時效溫度與時間的增加，κ-碳化物的形貌與沉淀位置發(fā)生變化，此時κ-碳化物會以板條狀或層狀連續(xù)分布在晶界處。由于此時κ-碳化物的尺寸增加，位錯與其相遇的概率也會變大，且κ-碳化物因聚集在一起而硬度增大，位錯滑移所受的阻力變大，減小了滑移帶的形成活性，從而使低密度鋼的屈服強度顯著降低。在Fe-Mn-Al-C低密度鋼變形過程中，晶內呈彌散分布的細小κ-碳化物在位錯滑移過程中會被先到達的位錯所剪切，從而降低此滑移面上后續(xù)位錯的滑移阻力，促進滑移，即為平面滑移軟化。隨著變形的進行，κ-碳化物的尺寸增加，滑移軟化現(xiàn)象加劇，進一步降低材料的應變硬化能力，損耗材料的塑性。因此在實際生產(chǎn)過程中，為了保證材料的性能，要盡量控制好時效的溫度與時間，避免晶界κ′-碳化物的產(chǎn)生。

5 結語

目前，低密度鋼因其高強度和優(yōu)良的塑韌性被廣泛應用在汽車、軍事和建筑等領域。在實際生產(chǎn)中，為了獲得性能優(yōu)異的鋼材，要通過控制κ-碳化物的析出位置及體積分數(shù)，盡量避免晶界κ′-碳化物的析出，在增加鋼材強度的同時減少塑韌性的損失。改善這些問題可以從以下兩個方面對κ-碳化物的析出進行調控。

1）成分設計優(yōu)化：

低密度鋼中合金元素的含量差異會直接影響κ-碳化物的析出，相較Mn含量對κ-碳化物的析出而言，Al含量對κ-碳化物析出的影響更為顯著。Al的添加在降低鋼密度、使鋼變得更為輕質的同時也顯著促進了κ-碳化物的析出，通常來說，κ-碳化物的析出需要Al質量分數(shù)達到特定閾值；而在Mn含量較高的全奧氏體Fe-Mn-Al-C低密度鋼中，由于Mn含量較高，會抑制κ-碳化物的析出，此時Al元素含量要超過7%才會促使κ-碳化物的析出。但同時，過量Al元素的添加還會降低鋼的彈性模量，損害剛性。因此要合理地控制Al元素的質量分數(shù)，以求獲得性能更加優(yōu)異的鋼材。

2）工藝處理優(yōu)化：

固溶處理可以使Fe-Mn-Al-C低密度鋼中的碳化物及有序相溶解于基體組織中并獲得過飽和固溶體組織，而通過時效處理可促使晶粒內析出彌散化分布的κ-碳化物。對于材料固溶溫度的選取通常是以碳化物的溶解溫度為基準，以900～1100 ℃為宜，之后在450～600 ℃之間進行時效，時效時間以1～2 h為宜。

本文摘自《金屬熱處理》2025年第1期