一種1350 MPa級低密度高強度鋼的組織性能

江志華, 金建軍, 王曉震, 胡春文, 倪志銘

（中國航發北京航空材料研究院，北京 100095）

汽車安全環保輕量化以及航空航天飛行器、坦克裝甲等武器裝備對減重需求日趨迫切，在其他條件不變的情況下，降低鋼的密度將直接提高其比強度，因此，開發研究具有良好強塑性配合的低密度鋼具有重大的意義。Fe-Mn-Al-C系是低密度鋼主要成分體系，具有γ相的Fe-Mn-Al-C體系低密度鋼具有良好強韌性配合、良好的耐蝕性能和抗高溫氧化性[1-2]，同時由于其密度可比普通鋼降低10%～20%[3-4]，從而使其在汽車工業、航空航天領域具有廣闊的應用前景。

在Fe-Mn-Al-C系合金中，Al、Si等輕質元素可以降低密度，奧氏體穩定元素Mn和C用以擴大合金γ相區，改善合金塑性和韌性，Al與Fe/Mn、C反應生成有序的金屬間化合物或κ型碳化物可以提高合金強度。研究表明[5-9]，在不同的溫度和成分下，Fe-Mn-Al-C體系合金中至少存在以下幾種物相：奧氏體、鐵素體、κ-碳化物、B2型有序相Fe（Mn）Al、DO3型有序相 Fe（Mn）3Al、M3C 和β-Mn，不同的相組成決定了Fe-Mn-A1-C低密度鋼的力學性能。

本工作通過光學顯微鏡、X射線衍射、高分辨透射電鏡等對新型低密度高強度Fe-29Mn-10Al-1.0C鋼組織進行表征，分析低密度高強度Fe-29Mn-10Al-1.0C鋼在不同熱處理狀態下組織演變規律及其對性能的影響機制。

1 實驗

實驗用材料為新開發的低密度高強韌Fe-Mn-A1-C鋼，真空感應爐冶煉，其主要化學成分見表 1。

表 1 實驗鋼化學成分（質量分數/%）Table 1 Composition of experimental steel（mass fraction/%）

按照標準GB/T 228《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸性能測試，金相試樣磨制、拋光后用4%硝酸酒精溶液進行金相組織腐蝕，通過光學顯微鏡（OM）進行金相組織觀察；通過X射線衍射（XRD）進行表面物相分析，靶材為Cu；制備薄膜試樣，雙噴減薄后用高分辨透射電子顯微鏡（HRTEM）觀察析出相微觀結構和形貌，并進行能譜分析。用排水法測量鋼密度。

2 結果與討論

2.1 力學性能

實驗鋼在不同狀態下力學性能如表 2所示，經高溫鍛造加工和時效處理后，抗拉強度高達1419 MPa，塑性仍保持較高值，伸長率達到15%以上。經950 ℃固溶處理后強度降低，塑性大幅度上升，強塑積高達50 GPa·%以上。相對固溶態，經450～550 ℃時效16 h后，隨著時效溫度的升高，強度上升，塑性降低，抗拉強度最高達1350 MPa以上。目前Fe-Mn-A1-C系低密度鋼主要集中在800～1200 MPa[1,4]強度級別，本工作所研究的新型低密度高強度鋼經適宜處理后，抗拉強度高達1350～1400 MPa，同時其密度較普通鋼下降了12.8%以上，達到6.70 g/cm3。

表 2 實驗鋼不同熱處理狀態下力學性能Table 2 Mechanical properties of experimental steel after various processes

2.2 奧氏體及未溶碳化物

圖 1 實驗鋼中奧氏體及未溶碳化物的組織觀察、XRD物相分析及能譜分析 （a）光學顯微鏡組織;（b）XRD分析結果;（c）退火孿晶TEM像;（d）未溶碳化物TEM像和能譜分析結果Fig. 1 Analysis results of austenite matrix and undissolved carbides in experimental steel （a）OM image;（b）XRD results;（c）TEM image of annealing twins;（d）TEM image and energy spectrum analysis of undissolved carbides

圖 1（a）為實驗鋼OM組織，可以看出鋼經固溶處理后發生了再結晶，平均晶粒尺寸約20～30 μm，XRD分析結果表明基體為單相奧氏體組織（見圖 1（b）），在奧氏體中存在退火孿晶組織和尺寸達到微米級的未溶碳化物。在透射電鏡下放大幾萬倍后，可以清晰觀察到退火孿晶組織（見圖 1（c）），同時在奧氏體基體上彌散分布著平均尺寸約100 nm的未溶碳化物（見圖 1（d）），未溶碳化物呈點狀或橢方形，能譜分析表明（見圖 1（e）），主要是含 Fe（Mn，Al，Nb）的碳化物。

2.3 沉淀相

圖 2為實驗鋼經950 ℃固溶1 h，油冷處理后的 TEM 分析結果，在圖 2（a）明場（BF）像中，可觀察到奧氏體并不平滑，存在明顯的應變襯度；由圖 2（b）暗場（DF）像可知，在奧氏體基體上彌散分布著尺寸為 2～5 nm 的析出相。圖 2（c）～（h）分別為不同電子束入射方向得到的電子衍射圖（SADP）及其標定結果。分析可知：電子束入射方向分別為[0 0 1]γ、[0 1 1]γ及[1 1 1]γ，析出相為 κ′相（Fe，Mn）3AlCx，在標定圖中用圓形來表示（Fe，Mn）3AlCx，用方形來表示奧氏體基體，奧氏體與（Fe，Mn）3AlCx的取向關系遵從：（0 1 0）γ//（0 1 0）（Fe，Mn）3AlCx，[1 0 0]γ//[1 0 0]（Fe，Mn）3AlCx。

通過觀察圖 2（c）、（d）、（e）電子衍射花樣發現，在基體衍射斑點外出現了{100}、{110}超點陣，表明合金發生了有序化反應，在面心立方基體中無序分布的Al原子占據了立方晶格的八個頂角位置，而Fe/Mn原子則占據了立方晶格六個面的面心位置，形成了簡單立方L12結構有序相（如圖 3（a）所示），另外還可觀察到超點陣中{100}與{110}衍射強度存在差異，{100}衍射強度明顯強于{110}，這表明發生了C原子占據L12結構體心間隙位置的有序化過程，形成了類似CaTiO3結構（L′12結構）的 κ′相（Fe，Mn）3AlCx（見圖 3（b）），由PDF卡片中X射線衍射數據可知，在L12結構有序相（以 Ni3Al、Cu3Au 為例）中{100}與{110}衍射強度比值為1～1.3，衍射強度基本一致；而Fe3AlCx隨著碳含量的增大，{100}與{110}衍射強度差別變大，當Fe3AlCx中x=0.5時，{100}與{110}衍射強度比值達3.0，x=1時則高達6.9，符合本工作得到的實驗結果。

圖 2 實驗鋼經950 ℃固溶1 h后的TEM分析結果（a），（b）TEM明場像及超點陣（1 0 0）暗場像（[0 1 1]方向）；（c），（f）[0 0 1]方向衍射花樣及指數標定結果；（d），（g）[0 1 1]方向衍射花樣及指數標定結果；（e），（h）[1 1 1]方向衍射花樣及指數標定結果Fig. 2 TEM results of experimental steel solution-treated for 1 h at 950 ℃ （a）, （b）BF image and DF image using （1 0 0）superlattice reflections in [0 1 1] zone; （c）, （f）SADP and indexing pattern in [0 0 1] zone; （d）, （g）SADP and indexing pattern in [0 1 1] zone; （e）, （h）SADP and indexing pattern in [1 1 1] zone

圖 3 有序相結構示意圖及其在[001]方向投影圖 （a）L12結構;（b）L′12結構;（c）投影圖Fig. 3 Structure of ordered phase and its projection on [001] orientation （a）L12 structure;（b）L′12 structure;（c）projection on [001] orientation

圖 4（a）為本合金在固溶狀態下的HRTEM高分辨像，圖 4（b）是（a）圖中方框區的過濾放大像及對應的快速傅里葉變換（FFT）圖，表明入射方向為[0 0 1]γ，在高分辨過濾像中可以明顯看到L′12有序相的形成，Al原子占據立方晶格頂角位置，形成了與圖 3（c）一致的原子排列，可進一步印證該沉淀相為（Fe，Mn）3AlCx。由于溶質原子 Al、C 的富集，使有序相和母相產生了共格錯配，在基體上形成了應變襯度，通過高分辨像測量可知，本合金經950 ℃固溶處理后，κ′相晶格常數為0.377 nm，母相晶格常數為0.368 nm，錯配度為1.6%。

實驗鋼分別在 450 ℃、520℃、550 ℃、580 ℃時效16 h后進行TEM、HRTEM組織觀察，圖 5、圖 6 分別為[001]γ//[001]κ′、[011]γ//[011]κ′方向得到的TEM暗場像。實驗鋼在450 ℃時效時，析出相κ′碳化物的形態、尺寸、分布與固溶態基本一致，均呈點狀或塊狀，彌散分布在奧氏體基體上，析出相尺寸約2～7 nm；當時效溫度升至520 ℃時，析出相平均尺寸達到8 nm左右，開始呈現方向性分布的趨勢，部分顆粒沿基體＜1 0 0＞方向分布，形狀開始趨向方形，超點陣中{110}衍射強度增強，表明析出相體積分數增大。隨著時效溫度升高，析出相尺寸變大，在550 ℃時效時平均尺寸達10 nm，顆粒分布呈現顯著的方向性，而在580 ℃時效時平均尺寸高達15 nm，形狀接近方形，并沿基體＜1 0 0＞方向規則排列，看上去類似二維周期性排布的“方格陣”結構，各向異性特征明顯。另外還可觀察到沉淀相顆粒沿基體＜1 0 0＞方向長大粗化，部分顆粒碰撞、聚集，融合為較大顆粒，呈長方條狀或“直拐角”狀（見圖 5（d）、圖 6（d）中箭頭所指）。

圖 4 實驗鋼經950 ℃固溶1 h后的HRTEM觀察與分析結果 （a）HREM像;（b）圖（a）中方框區放大過濾像及其FFT圖Fig. 4 HRTEM results of experimental steel solution-treated for 1 h at 950 ℃ （a）HREM image;（b）filtered image and its FFT pattern of block area in Fig.（a）

圖 5 實驗鋼不同溫度時效后得到的TEM形貌及衍射花樣（[001]方向）Fig. 5 TEM morphologies and SAD patterns of experimental steel aged at various temperatures in [001] zone （a）450 ℃;（b）520 ℃;（c）550 ℃;（d）580 ℃

圖 6 實驗鋼不同溫度時效后的TEM形貌及衍射花樣（[011]方向）Fig. 6 TEM morphologies and SAD patterns of experimental steel aged at various temperatures in [011] zone （a）450 ℃;（b）520 ℃;（c）550 ℃;（d）580 ℃

本實驗鋼的周期性“方格陣”形貌與典型的調幅組織非常類似，Choo[10]和Sato[11]等認為在所研究的Fe-Mn-Al-C對象合金中κ型碳化物是通過調幅分解形成的，而非形核長大形成；趙宇宏[12]針對立方結構的合金進行計算機模擬，合金成分位于失穩區時得到和本研究非常類似的組織。在本研究中，合金中奧氏體穩定元素C、Mn含量高，同時含有大量的Al元素，提高了奧氏體層錯能，具備發生調幅分解的先決條件，對固溶態及不同時效狀態下合金的電子衍射花樣（見圖 7）詳細觀察發現，在基體（）基礎斑點兩側沿＜1 0 0＞方向出現了衛星斑點和“邊帶”，表明合金在＜1 0 0＞方向發生了成分調制，呈現調幅分解的顯著特征。

圖 7 固溶態及不同時效狀態下合金[001]方向的電子衍射花樣局部圖 （a）固溶態;（b）450 ℃時效;（c）520 ℃ 時效;（d）550 ℃ 時效;（e）580 ℃ 時效Fig. 7 A part of SAD patterns in [001] zone of the alloy after solution treatment and ageing （a）after solution treatment;（b）ageing at 450 ℃;（c）ageing at 520 ℃;（d）ageing at 550 ℃；（e）ageing at 580 ℃

合金發生調幅分解后，形成溶質原子富集和貧化區，κ′相在Al、C原子富集區形成，新相和母相共格，但由于溶質原子和溶劑原子半徑存在差異而產生了彈性應變，＜1 0 0＞方向是本合金系統彈性應變能最小方向，即彈性“軟”方向，調幅分解過程中合金在彈性軟方向上具有較大的濃度起伏，從而使沉淀相顆粒趨于沿彈性軟方向分布，以降低系統的自由能。隨著回火溫度升高，沉淀相不斷長大和粗化，新相和母相的共格錯配度增大，在本研究中通過HRTEM測得：經580 ℃時效后兩相錯配度由固溶時1.6%上升至2.6%，彈性應變能及界面能綜合作用決定了沉淀相形貌，當彈性應變能足夠大時，沉淀相的形貌主要受彈性應變能的支配，從而使沉淀相擇優取向，沿彈性軟方向長大和粗化，最終呈方塊狀，形成周期性分布的“方格陣”組織。

綜合該鋼在不同熱處理狀態下組織性能的演變情況可知，實驗鋼在固溶、時效過程中發生了調幅分解，形成了 L′12結構有序相 κ′碳化物（Fe，Mn）3AlCx，其相變序列為：γ→γo（面心立方溶質原子貧化相）+κ′。納米尺寸的κ′碳化物是該鋼的主要強化相，該鋼的強化機制主要包括：有序相和位錯交互作用產生反向疇界，使系統能量升高而造成有序強化，同時在調幅分解過程中由于兩相共格錯配而造成調幅組織強化。雖然實驗鋼在固溶狀態下抗拉強度僅為1011 MPa，但其伸長率高達51.1%，強塑積更是達到了51 GPa·%，具有良好的成形性能，并且經過后續恰當的時效硬化處理可使強度大幅度提高。實驗鋼經時效處理時，隨著時效溫度的升高，κ′碳化物體積分數增大，尺寸變大，合金強度提高，并在550 ℃時效時達到1350 MPa較高值，當在580 ℃時效時，κ′碳化物過分粗化使合金強度降低。

3 結論

（1）新型低密度高強度Fe-20Mn-10Al-1.0C鋼經適宜的熱處理后，具有良好的強塑性配合，抗拉強度高達1350 MPa以上，密度為6.70 g/cm3。

（2）實驗鋼在固溶、時效過程中發生了調幅分解，形成了 L′12結構有序相 κ′碳化物（Fe，Mn）3AlCx，其相變序列為：γ→γo（面心立方溶質原子貧化相）+κ′。

（3）實驗鋼經 950 ℃固溶處理后，尺寸為2～5 nm的κ′碳化物彌散分布在奧氏體基體上；隨后的時效過程中，隨著時效溫度提高，κ′碳化物尺寸增大，趨向于沿基體＜100＞方向分布，形狀趨于方形，長大粗化擇優取向，最終形成規則的“方格陣”調制組織。

（4）納米尺寸的κ′碳化物是實驗鋼的強化相，有序強化和調幅組織強化是其主要強化機制，隨著κ′碳化物體積分數增大，尺寸變大，合金強度提高，經580 ℃時效16 h后，κ′碳化物過分粗化使合金強度降低。