Cr对Fe-28Mn-12Al-1.6C钢κ-碳化物析出行为的影响.pdf
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1、September20232023年9 月China Metallurgy中国冶金第33卷第9 期Vol.33,No.9.p63-70,95D0I:10.13228/j.boyuan.issn1006-9356.20230226Cr对Fe-28Mn-12AI-1.6C钢k-碳化物析出行为的影响赵康2,吴吴志方,孙挺?(1.武汉科技大学钢铁治金及资源利用省部共建教育部重点实验室,湖北武汉430 0 8 1;2.钢铁研究总院有限公司特殊钢研究院,北京10 0 0 8 1)摘要:随着可持续发展战略的要求,Fe-Mn-Al-C轻质钢逐渐成为汽车工业的主要发展目标之一。采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜
2、(SEM)、透射电镜(TEM)、热力学计算和第一性原理研究了Cr元素对Fe-28Mn-12AI-1.6C奥氏体低密度钢k-碳化物析出行为的影响。结果表明,不同温度固溶处理后,0 Cr钢在室温下随着时间延长硬度逐渐增大且增值达到10 HRC,通过TEM分析确认OCr钢室温下析出的为k-碳化物,并计算其室温析出的吉布斯自由能为一19.58 0 6 kJ/mol,从而验证了0 Cr钢可以在室温下析出k-碳化物;随着Cr含量的增加,轧制后快速凝固试样中k-碳化物的质量分数逐渐降低,室温时效的硬度增值减小。Cr含量的增加也显著减小了k-碳化物的生长速度,k-碳化物的粒径从6 0 2 0 0 nm细化到2
3、 0 40 nm和52 7 nm。同时第一性原理计算结果表明,k-碳化物结构中掺杂Cr原子后,增大了k-碳化物的形成能,使其形成变得困难。此外,随着Cr含量的增加,奥氏体与k-碳化物的晶格失配度增加,两相间的弹性应变能增大,导致k-碳化物的生长速度减慢。研究结果可为后续更高A1含量的Fe-Mn-Al-C钢的成分设计和性能调控提供理论依据。关键词:低密度钢;Fe-Mn-Al-C-(Cr)合金;k-碳化物;析出行为;作用机理文献标志码:A文章编号:10 0 6-9356(2 0 2 3)0 9-0 0 6 3-0 8Effect of Cr on k-carbide precipitation b
4、ehaviorin Fe-28Mn-12Al-1.6C steelZHAOKangl:2,WUZhifang,SUNTing2(1.Key Laboratory of Iron and Steel Metallurgy and Resource Utilization of Ministry of Education,WuhanUniversity of Science and Technology,Wuhan 43008l,Hubei,China;2.Research Institute ofSpecial Steels,Central Iron and Steel Research Ins
5、titute Company Limited,Beijing 100081,China)Abstract:With the requirements of sustainable development strategy,Fe-Mn-Al-C lightweight steel has graduallybecome one of the main development goals of the automotive industry.The effect of chromium on the precipitationbehavior of k-carbide in Fe-28Mn-12A
6、l-1.6C austenitic low density steel was investigated by X-ray diffraction(XRD),scanning electron microscopy(SEM),transmission electron microscopy(TEM),thermodynamic calculationand first principles.The results show that after solution treatment at different temperatures,the hardness of oCrsteel incre
7、ases gradually with time at room temperature and the increment reaches 10HRC.The k-carbide precipita-ted at room temperature is confirmed by TEM analysis.The Gibbs free energy of precipitated at room temperature is-19.580 6 kJ/mol.It has been verified that 0Cr steel can precipitate k-carbide at room
8、 temperature.With the in-crease of Cr content,the mass fraction of k-carbide in the rapidly solidified sample after rolling decreases gradually,and the hardness increment decreases at room temperature aging.The increase of Cr content also significantly slowsdown the growth rate for k-carbide,whose p
9、article size is refined from 60-200 nm to 20-40 nm and 5-27 nm.At thesame time,the first-principles calculation results show that the formation energy of k-carbide is increased by dopingCr atom in the k-carbide structure,which makes the formation of k-carbide difficult.In addition,with the increaseo
10、f Cr content,the lattice mismatch between-austenite and k-carbide increases,and the elastic strain energy be-tween the two phases increases,which leads to the slowing down of the growth rate for k-carbide.The result provides the-oretical basis for the composition design and performance control of Fe
11、-Mn-Al-C steel with higher Al content in the future.Key words:low density steel;Fe-Mn-Al-C-(Cr)alloy;k-carbide;precipitation behavior;action mechanism作者简介:赵康(1999一),男,硕士生;E-mail:;收稿日期:2 0 2 3-0 4-11通信作者:孙挺(198 6 一),男,博士,高级工程师;E-mail:S第3 3 卷中国冶金64为了解决汽车燃耗低和二氧化碳排出量高等系列问题,一个行之有效的办法为汽车减重11。Fe-Mn-Al-C低密度
12、钢因其既能在减重的同时不明显损失材料的刚度,又能满足汽车材料所需的高性能2-3,故得到了广泛的关注和研究。Fe-Mn-Al-C体系低密度钢按合金成分主要分为铁素体钢和奥氏体钢两大类,而奥氏体钢的综合力学性能优于铁素体钢L4-5。奥氏体钢具有良好的延展性,但其强度通常较低,K-碳化物的析出可以有效提高奥氏体低密度钢的强度;然而粗大k-碳化物由于硬度高且在晶界聚集,容易导致钢的塑性显著降低,因此碳化物析出的调节对奥氏体低密度钢的综合性能具有重要作用。一般来说,当A1质量分数高于6.2%、C质量分数高于1%时,合金会明显析出k-碳化物,而进一步提高A1和C的质量分数会增加k相的析出化学驱动力,导致很
13、难控制高Al高C的Fe-Mn-Al-C钢k相的析出位置与尺寸大小,使得高A1高C钢的塑韧性较差,使用性能较差6 。研究表明7-8 ,Cr的加人会抑制Fe-Mn-Al-C低密度钢中k-碳化物析出,在提高强度的同时不明显牺牲材料延展性。TUANYH等9 发现添加质量分数为5%的Cr可控制Fe-30Mn-9Al-0.7C钢晶界处粗大k-碳化物的析出数量和大小;ZHANGJL等10 1的研究表明,添加质量分数为9%的Cr可使Fe-20Mn-9A1-1.2C钢中k-碳化物消失,且Cr的添加对晶界k-碳化物的影响效果更明显,这对研究高Al高C低密度钢中k-碳化物的析出问题有明确的指导作用。因此,本研究设计
14、了3种不同Cr含量的高Al低密度钢,成分组成为Fe-28Mn-12Al-1.6C-xCr(=0、3、5),以此来研究Cr含量对奥氏体低密度钢的显微组织、力学性能以及k-碳化物析出行为的影响,并通过第一性原理计算了Cr添加后试验钢中k-碳化物的形成能和晶格常数,以揭示Cr对Fe-28Mn-12A1-1.6C钢k-碳化物析出行为的作用机理。1试验材料与方法本试验采用真空熔炼炉熔炼得到50 kg的Fe-Mn-A1-C钢锭,铸锭在12 0 0 下均匀化2 h;在1150至950 之间热锻成厚度为55mm的板坏;板轧温度为118 0,终轧温度为950,轧制温度始终保持在950 以上,共轧制9道次,最终热
15、轧成5mm厚的薄板(最大道次压下量为30%),轧制后立即水淬。试验钢的具体化学成分见表1。表1试验用低密度钢的化学成分(质量分数)Table 1Chemical composition of low-densitysteel forexperiment%钢种MnA1CCrFeOCr钢28.8011.861.550.00余量3Cr钢28.8411.791.543.05余量5Cr钢29.1411.591.555.00余量取3种成分的试验钢在室温下定期进行硬度检测,研究试验钢组织变化和成分对性能的影响。铸态试样在钢锭横向切片中心取样,轧制态试样在轧板中心取样,尺寸大小均为10 mm10mm5mm。本
16、试验通过OM、SEM 与TEM进行微观组织观察,0 Cr钢使用10%的硝酸酒精溶液腐蚀1min,3Cr 和5Cr钢使用10%的硝酸酒精溶液腐蚀36 m i n,透射圆片在10%的高氯酸酒精溶液中进行恒电压减薄,温度为一30 一2 5,电压为2 2 25V,并通过XRD对不同固溶温度的铸态0 Cr钢和轧制态的3种试验钢进行物相分析。拉伸试验在WE-30试验机上进行,试验操作按照GB/T2282010执行,试样规格为5mm厚板拉伸试样,应变速率为2.510-3 2.510-4s-1O2试验结果与分析2.10Cr钢的常温变化图1所示为不同固溶温度的铸态0 Cr钢金相图。枝晶岛状铁素体100um100
17、um100um(a)1100;(b)1150;(c)12 0 0 图1不同固溶温度的铸态0 Cr钢金相图Fig.1Metallographic diagram of as-cast oCr steel at different solution temperatures赵康,等:Cr对Fe-28Mn-12A1-1.6C钢k-碳化物析出行为的影响第9 期65其中110 0 保温1h并水淬后,铸态枝晶未完全消除,一次晶轴和二次晶轴清晰可见;1150 时,枝晶基本消除,晶粒晶界趋于平整光滑;12 0 0 时,部分奥氏体晶界处出现了岛状铁素体组织不同温度固溶后的铸态OCr钢硬度变化曲线和XRD曲线如图
18、2 所示。由图可知,随时间延长试样的洛氏硬度逐渐升高,110 0 时由于枝晶未完全消除,初始硬度高于1150 和12 0 0 时的,但3个温度下随着时间增加,硬度升高并统一趋近于3940HRC,最大提升幅度近10 HRC,如图2(a)所示。如图2(b)XR D 图谱所示,不同温度下OCr钢火组织主要为奥氏体十k-碳化物,未能发现明显的铁素体峰(至于奥氏体主峰为(2 0 0)而非(111),可能是因为冶炼铸造过程中产生了铸造织构,(2 0 0)面更显著)。研究表明12-13,C质量分数大于1.3%的高锰奥氏体钢在固溶后淬火过程中析出纳米级k-碳化物,但其含量很低,在XRD中无明显衍射峰,对硬度变
19、化无明显影响。12000(a)1100(b)401150(200)A12001000038800036(ne)6000(111)341100k(111)324000(220)Y(311)1150302000120028013510151820406080100时间/d20/()(a)硬度变化曲线;(b)XR D 曲线图2不同温度固溶后的铸态OCr钢硬度变化曲线和XRD曲线Fig.2Hardness curves and XRD curves of as-cast OCr steel after solution at different temperatures在各温度下OCr铸态钢硬度达到最
20、大值后均进行TEM观察,结果如图3所示。由图可知,试样中均存在形状较大的析出物,通过衍射斑标定确认为k-碳化物。110 0 时析出物呈现长条状,随着温度升高,其形貌逐渐呈立方化和网格化分布。而快冷过程析出的k-碳化物主要以颗粒状分布在基体晶内,直径一般小于10 nml14,远小于本试验所观察的尺寸与数量。通过Thermo-calc软件计算得到0Cr钢中k-碳化物的析出温度为97 0,在1150 1200温度范围内完全溶解;而在1150 和1200时硬度均为30 HRC也可以说明碳化物全部溶解。因此,可认为以上形貌的k-碳化物不是未溶解和淬火过程中产生的k-碳化物,比较试验钢的处理流程,确认其为
21、室温下析出的k-碳化物。k-碳化物理想化学式为FesAIC,k-碳化物的形成需要C元素与A1元素的富集与有序化。在理想模型中,认为Fe原子占据立方体面心位置,C原子位于体心位置,A1原子占据立方体角位置。一般k-碳化物时效温度为450 7 50,在较低温度(如450)时,C原子更易进人立方体中心的八面体间隙,有序化程度更高;而在较高温度,C原子则可能不会溶入体心的八面体间隙,有序化程度稍低。有序化程度可通过衍射斑强度差异体现,即有序化程度越高,则(110)/(10 0)亮度差异越明显15-16 。而在图3(d)中,k-碳化物的衍射斑亮度存在明显差异,类似于中低温时效处理的情况。k-碳化物由奥氏
22、体有序化调幅分解生成,C原子需要短程扩散进人立方体中心八面体间隙,一般认为C元素的原子数分数不小于9%17-18 、A1原子的原子数分数不小于2 0%可满足k-碳化物析出条件。对k-碳化物的热力学条件进行计算,k-碳化物采用三亚晶格模型(Fe,M n)3A l i(C,V a)建模,模型允许立方体表面位置的Fe和Mn原子混合,有序L12结构的中央八面体位置由C原子不完全填充,A1原子占据立方体顶点位置。根据该模型,1摩尔单位的k-碳化物吉布斯自由能Gm如式(1)所示19-2 0)Gm=yrey GPe.Al.C+yMnyGMn:Al.c+yreyVaGre:Al.Va+yMnyGMn:Al.V
23、a+3RT(yrelnyre+yM,lnyMn)+RT(yIny+yV.ln yV.)+yreyMnyLre,Mn.Al.c+yreyMn yVa Lfe.Mn:Al.Va+yreyyaLFe.Al.C.Va+yMnyyV.LMm.Al.c.va(1)第3 3 卷中国冶金66(a)1m1()(020)(110)(100)1pum51/mm(a)1 100;((b)1150;(c)12 0 0;(d)1150 衍射斑图3不同固溶温度的铸态0 Cr钢透射图Fig.3TEM transmission diagram of as-cast OCr steel under different solut
24、ion temperatures式中:y!和y分别为第1和第3子晶格中单个元素组分的位置分数;Gii:为形成k-碳化物的吉布斯自由能,其中第1、第2 和第3个子晶格分别完全填充了元素ii和k;R 为气体常数;T为温度;Lijk为参数;下标中逗号用于分隔同一子晶格的元素,冒号用于分隔不同子晶格上的元素。参数具体的计算方法详见表2,表中G为6 元素在晶格结构类型中自然形成的形成能,其中Fe、M n 和Al元素选择fcc面心立方结构,C元素选择石墨结构。表2 Fe-Mn-AI-C四元系热力学参数2 1-2 3Table 2Thermodynamic parameters ofFe-Mn-Al-C q
25、uaternary system(Fe,Mn)3Ali(C,Va)iGfe.Al.c=3Gfe+Gkf+Gaphite-115000+25.2TGMm.Al.C=3Gkg+Gkf+Ggaphtce-150920+40TGfe.Al.Va=3 Gfc+Gkf-94 000+17.6TGMm:Al.Va=3 Gl%+GkfLFe,Mn:Al.Va=9600LFe.Al:c,va=13 752-24T根据完全固溶的假设,在第1子晶格的位置由Fe和Mn原子占据,原子数分数比为0.48:0.2 4,所以y=0.66,y M n=0.33;原子数分数为9%的C原子位置分数为=0.45,yva=0.55;而
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