合金元素及时效处理对Fe-Mn-Al-C低密度钢中κ-碳化物的影响特性综述
发布时间：2020-12-17 04:09
Fe-Mn-Al-C低密度钢具有密度低、力学性能优良的特性,在汽车结构材料领域具有广阔的应用前景。作为Fe-Mn-Al-C低密度钢中主要的析出相,κ-碳化物的沉淀硬化效应是Fe-Mn-Al-C低密度钢中最为显著的强化机制,对优化低密度钢的力学性能有着重要的作用。然而,κ-碳化物的析出形态特征及位置对Fe-Mn-Al-C低密度钢性能的作用机制存在差异,且κ-碳化物的形态特征易受到低密度钢合金元素构成及热处理条件的影响。因此,近年来科技工作者对Fe-Mn-Al-C低密度钢中κ-碳化物的形成机制及形态特征影响因素开展了深入的研究,并取得了一定的成果。研究结果表明,Fe-Mn-Al-C低密度钢中κ-碳化物的形成机制为调幅分解+有序化反应。低密度钢中Al含量增加有利于促进κ-碳化物的析出与长大,Mn含量对全奥氏体Fe-Mn-Al-C钢中κ-碳化物析出的影响较弱,对双相Fe-Mn-Al-C钢中κ-碳化物的析出有明显的抑制作用。在400～650℃的时效温度下,细小的κ-碳化物会在奥氏体基体弥散分布,而在650～750℃的较高温度范围内时效时,粗大的碳化物会以片层状形态存在于奥氏体或两相区晶界。κ-碳...
【文章来源】：材料导报. 2020年11期 北大核心
【文章页数】：9 页
【部分图文】：
(a)奥氏体、(b)有序相、(c)κ-碳化物的面心立方结构
由此可见,Fe-Mn-Al-C低密度钢中κ-碳化物的形成机制主要是过饱和奥氏体的调幅分解及有序化过程,而并非直接通过形核-长大机制生成。且由于调幅分解所产生的溶质会首先在晶界等缺陷中偏析,因此经后续有序化反应后,κ-碳化物会不断在晶界处形成并长大。Cheng等[31]研究了Fe-13.5Mn-6.3Al-0.78C钢中κ-碳化物的析出行为。结果表明经1 100 ℃固溶1 h水淬后,钢中组织为单一奥氏体相,并未发现析出物。固溶试样经700 ℃时效100 h处理后,其显微组织与TEM研究结果如图2所示。由图2a可见,高温时效处理促进析出物在晶界处形核,并且析出物会随着时效过程的进行向奥氏体晶粒内生长。图2b透射电镜明场相显示晶界处分布着片晶状铁素体α以及κ-碳化物颗粒。图2c、d分别显示了α铁素体与κ-碳化物相对应的SAD图谱,这表明κ-碳化物最初在奥氏体晶界形成,并不断向晶粒内生长。吴志强[23]将Fe-26Mn-8Al-C钢在 900～1 100 ℃ 下进行退火处理并在550 ℃下时效处理40 h后,分析钢中第二相的析出行为。结果表明,钢的XRD衍射谱出现边带,且TEM图中有周期性分布的织纹状组织,TEM选区电子衍射出现了L12有序相对应的超点阵斑点,同时从高分辨照片中确定奥氏体基体中出现了高共格第二相κ-碳化物。因此,吴志强认为κ-碳化物的析出经历了调幅分解与有序化的反应过程,这与Cheng等所得结论一致。
由于奥氏体元素Mn的添加能够稳定 Fe-Mn-Al-C 低密度钢中的奥氏体组织[43-48],这便使得调幅分解与有序反应产生κ-碳化物过程中需要更大的驱动力及更小的应变能,因此在Al含量较低的Fe-Mn-Al-C低密度钢中通常难以形成κ-碳化物。Sato等[35]的研究表明,在经1 000 ℃固溶并在550 ℃下时效处理2 000 min后,Fe-28.5Mn-4.9Al-0.98C钢中并无κ-碳化物析出,因此未表现出时效硬化作用。Huang[37]认为奥氏体的晶格常数可作为Fe-Mn-Al-C钢中κ-碳化物析出经验指标,并指出临界晶格常数为0.367 0 nm,在小于这一临界常数时,κ-碳化物不会在Fe-Mn-Al-C钢中析出。基于此晶格常数并结合实验数据,总结出在奥氏体Fe-Mn-Al-C钢中κ相析出的边界条件为(以下均为质量分数,%):0.009 8Al+0.208C=10.005 4Mn (2)
本文编号：2921384
【文章来源】：材料导报. 2020年11期 北大核心
【文章页数】：9 页
【部分图文】：
(a)奥氏体、(b)有序相、(c)κ-碳化物的面心立方结构
由此可见,Fe-Mn-Al-C低密度钢中κ-碳化物的形成机制主要是过饱和奥氏体的调幅分解及有序化过程,而并非直接通过形核-长大机制生成。且由于调幅分解所产生的溶质会首先在晶界等缺陷中偏析,因此经后续有序化反应后,κ-碳化物会不断在晶界处形成并长大。Cheng等[31]研究了Fe-13.5Mn-6.3Al-0.78C钢中κ-碳化物的析出行为。结果表明经1 100 ℃固溶1 h水淬后,钢中组织为单一奥氏体相,并未发现析出物。固溶试样经700 ℃时效100 h处理后,其显微组织与TEM研究结果如图2所示。由图2a可见,高温时效处理促进析出物在晶界处形核,并且析出物会随着时效过程的进行向奥氏体晶粒内生长。图2b透射电镜明场相显示晶界处分布着片晶状铁素体α以及κ-碳化物颗粒。图2c、d分别显示了α铁素体与κ-碳化物相对应的SAD图谱,这表明κ-碳化物最初在奥氏体晶界形成,并不断向晶粒内生长。吴志强[23]将Fe-26Mn-8Al-C钢在 900～1 100 ℃ 下进行退火处理并在550 ℃下时效处理40 h后,分析钢中第二相的析出行为。结果表明,钢的XRD衍射谱出现边带,且TEM图中有周期性分布的织纹状组织,TEM选区电子衍射出现了L12有序相对应的超点阵斑点,同时从高分辨照片中确定奥氏体基体中出现了高共格第二相κ-碳化物。因此,吴志强认为κ-碳化物的析出经历了调幅分解与有序化的反应过程,这与Cheng等所得结论一致。
由于奥氏体元素Mn的添加能够稳定 Fe-Mn-Al-C 低密度钢中的奥氏体组织[43-48],这便使得调幅分解与有序反应产生κ-碳化物过程中需要更大的驱动力及更小的应变能,因此在Al含量较低的Fe-Mn-Al-C低密度钢中通常难以形成κ-碳化物。Sato等[35]的研究表明,在经1 000 ℃固溶并在550 ℃下时效处理2 000 min后,Fe-28.5Mn-4.9Al-0.98C钢中并无κ-碳化物析出,因此未表现出时效硬化作用。Huang[37]认为奥氏体的晶格常数可作为Fe-Mn-Al-C钢中κ-碳化物析出经验指标,并指出临界晶格常数为0.367 0 nm,在小于这一临界常数时,κ-碳化物不会在Fe-Mn-Al-C钢中析出。基于此晶格常数并结合实验数据,总结出在奥氏体Fe-Mn-Al-C钢中κ相析出的边界条件为(以下均为质量分数,%):0.009 8Al+0.208C=10.005 4Mn (2)
本文编号：2921384
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