彭世廣，宋仁伯，王　威，譚志東，蔡長(zhǎng)宏，王林煒杰

(北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

?

熱處理工藝對(duì)新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的組織與力學(xué)性能的影響

彭世廣，宋仁伯，王威，譚志東，蔡長(zhǎng)宏，王林煒杰

(北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

以新型輕質(zhì)高錳、高鋁的奧氏體耐磨鋼為研究對(duì)象，利用XRD，OM，SEM，EDS觀察顯微組織和析出物，研究不同的熱處理工藝對(duì)新型鋼種的組織與力學(xué)性能影響。結(jié)果表明：該新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的最佳優(yōu)化熱處理工藝為1050℃保溫1h水韌，550℃時(shí)效2h，空冷。在最佳熱處理工藝條件下奧氏體基體內(nèi)彌散析出細(xì)小的鈣鈦礦結(jié)構(gòu)(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物顆粒，不僅強(qiáng)化了奧氏體基體，其力學(xué)性能也得到明顯改善；最優(yōu)工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼的硬度、強(qiáng)度、沖擊韌度達(dá)到了最佳匹配，其抗拉強(qiáng)度為825MPa，屈服強(qiáng)度為574MPa，沖擊韌度值為156J/cm2(V型缺口)，硬度為271HB；與只進(jìn)行水韌處理相比實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度提高40.0%，硬度提高32.2%。

輕質(zhì)；奧氏體；耐磨鋼；彌散析出；κ-碳化物

高錳鋼作為耐磨材料，在抵抗大沖擊載荷作用下的磨料磨損或鑿削磨損方面，其優(yōu)異的耐磨性是其他材料所無(wú)法比擬的[1-3]。隨著冶金、礦山等行業(yè)設(shè)備大型化，如采礦、破碎、挖掘設(shè)備等，其耐磨配件重達(dá)幾噸到幾十噸，而傳統(tǒng)高錳鋼(ZGMn13)由于屈服強(qiáng)度和初始硬度低等原因，已不能滿足這些大型厚壁耐磨件的要求。近年來(lái)，由于輕質(zhì)高錳、高鋁的奧氏體鋼具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能引起了國(guó)內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注[4-7]。它不僅具有高錳鋼的高韌性、強(qiáng)塑性以及超高錳鋼的強(qiáng)加工硬化能力，而且具有較高的初始硬度和屈服強(qiáng)度。這不僅可明顯提高產(chǎn)品的耐磨性和壽命，還可顯著降低其耐磨配件的質(zhì)量，達(dá)到節(jié)能減排的目的；據(jù)文獻(xiàn)[8-10]表明，每增加1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的鋁，密度約降低1.3%。

目前，國(guó)內(nèi)外諸多學(xué)者對(duì)輕質(zhì)高錳、高鋁的奧氏體鋼熱處理工藝展開(kāi)大量的工作，并已取得一定的效果[3,8]。Ding等[11]研究Fe-Mn-(A1,Si)單相奧氏體鋼時(shí)，在熱軋后采用1100℃保溫1h水淬，發(fā)現(xiàn)了退火孿晶的存在。Yoo等[12]研究Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼，在1200℃保溫2h熱軋，1000℃退火1h后冷軋，在1000℃以上水淬(分別保溫1，10min，1h)后為單相奧氏體組織，但仍發(fā)現(xiàn)大量的退火孿晶，得出由于晶粒尺寸隨著固溶時(shí)間延長(zhǎng)而增大，導(dǎo)致其強(qiáng)度降低，且晶粒尺寸嚴(yán)重影響加工硬化率的結(jié)果；楊富強(qiáng)等[13,14]對(duì)Fe-27Mn-11Al-0.95C鋼的組織和力學(xué)性能研究時(shí)發(fā)現(xiàn)在熱軋后以及950～1100℃固溶水淬后均發(fā)現(xiàn)退火孿晶，并確定該鋼在950℃以上退火具有良好的強(qiáng)韌性。但以上的研究對(duì)象均為鍛造，熱軋或冷軋態(tài)后的材料，由于在鍛造或熱軋時(shí)會(huì)發(fā)生塑性變形而產(chǎn)生加工硬化以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，甚至形成孿晶。在冷軋時(shí)，晶粒破碎，位錯(cuò)密度增加，且金屬內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)發(fā)生很大的變化，晶粒隨著變形量的增加沿變形方向被拉長(zhǎng)，當(dāng)變形程度很大時(shí)晶粒變?yōu)槔w維狀，使金屬性能呈現(xiàn)方向性。然而，有關(guān)熱處理對(duì)鑄態(tài)高錳、高鋁的奧氏體鋼組織和性能的影響鮮有報(bào)道；為此，本工作所用材料直接從高錳、高鋁的輕質(zhì)奧氏體鋼的鑄坯取樣。為了改善前期只有水韌而無(wú)時(shí)效處理實(shí)驗(yàn)鋼的硬度和屈服強(qiáng)度不足的問(wèn)題，將全面對(duì)新鋼種進(jìn)行低溫時(shí)效和高溫時(shí)效，研究時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間對(duì)新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼力學(xué)性能的影響，揭示鑄態(tài)與軋態(tài)的強(qiáng)韌化規(guī)律的不同之處，并進(jìn)一步確定最佳的熱處理工藝。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的化學(xué)成分

向鋼中加適量的鋁是降低產(chǎn)品密度的最有效方法，進(jìn)而降低設(shè)備在工作時(shí)的能耗。在高錳鋼耐磨鑄件中加入適量的鋁不僅可改善高錳鋼奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大的問(wèn)題，還可以減少并消除高錳鋼鑄態(tài)組織中的網(wǎng)狀二次碳化物，提高高錳鋼的鑄態(tài)沖擊韌度值，并且可提高鑄態(tài)奧氏體基體加工硬化能力，在厚壁件上鋁的這些作用更大。加入適量的鋁，通過(guò)改進(jìn)熱處理工藝，可以進(jìn)一步優(yōu)化材料的強(qiáng)韌性、耐磨性和加工硬化能力，提高其使用壽命?？紤]鋁是縮小奧氏體區(qū)元素，為了在室溫得到全部奧氏體組織，相應(yīng)地提高錳含量。一定的碳含量可以保證奧氏體基體中有足夠多的Mn-C偶極子(Mn-C dipoles)，增強(qiáng)鋼的固溶強(qiáng)化能力，從而改善其耐磨性，但過(guò)高的碳會(huì)使鋼在時(shí)效時(shí)明顯脆化。當(dāng)硅含量較高時(shí)，高錳鋼產(chǎn)生粗晶，促進(jìn)碳化物沿晶界析出，降低鋼的韌性和耐磨性；當(dāng)硅含量較少時(shí)，碳化物常呈針片狀，降低鋼的沖擊韌度。加入微量的硼來(lái)細(xì)化組織和強(qiáng)化晶界，可以提高本鋼種的耐磨性。表1列出了新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的化學(xué)成分。

表1　新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2熔煉與試樣制備

實(shí)驗(yàn)材料在25kg真空感應(yīng)爐中熔煉，首先將純鐵以及C，Si，Mn等熔化，待溫度至1550℃左右時(shí)加Al，冶煉1h左右完成。在1500～1530℃出鋼，在1430～1450℃澆注金屬模具型腔中(取鑄件壁厚∶鑄型壁厚=1∶0.6，脫模傾斜度約7°，澆注的鑄坯尺寸為100mm×100mm×100mm),并從鑄坯上線切割尺寸為12mm×12mm×100mm的條狀熱處理試樣。低溫時(shí)效的實(shí)驗(yàn)采用正交實(shí)驗(yàn)方案，熱處理正交實(shí)驗(yàn)選取水韌溫度、保溫時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間4個(gè)影響因素，每個(gè)因素分別取3個(gè)水平。選擇水韌溫度1000，1050，1100℃；保溫時(shí)間0.5，1.0，1.5h；低溫時(shí)效溫度選取250，300，350℃；時(shí)效時(shí)間2，3，4h。選擇的正交表是L9(34)，正交實(shí)驗(yàn)的因素和水平具體數(shù)據(jù)如表2所示。高溫時(shí)效采用1050℃保溫1h后水韌，在550℃保溫不同時(shí)間時(shí)效(1，2，3，4h)。

表2　新型輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼正交實(shí)驗(yàn)因素和水平具體數(shù)據(jù)

1.3力學(xué)性能測(cè)試及組織觀察

經(jīng)熱處理的輕質(zhì)奧氏體鋼常溫拉伸試驗(yàn)在WDW-02A微機(jī)控制電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，按照GBT 228-2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》，取得橫截面積為φ5mm圓形比例試樣，應(yīng)變速率10-3s-1；常溫沖擊試驗(yàn)在ZBC2452-B擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣為10mm×10mm×55mm的V型缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣；硬度測(cè)試在數(shù)顯布氏硬度計(jì)XHB-3000上進(jìn)行；每組熱處理工藝下均選取3個(gè)試樣進(jìn)行，結(jié)果取其平均值。金相試樣用4%的硝酸酒精浸蝕，并在Axio Imager M2m顯微鏡下進(jìn)行，并用配備了X射線能譜儀(EDS)的Zeiss Ultra 55掃描電鏡觀察不同工藝下鋼種的顯微組織、析出物成分及沖擊斷口形貌。根據(jù)阿基米德原理，利用Sartorius BSA2245電子分析天平測(cè)量并計(jì)算得到實(shí)驗(yàn)鋼的密度為6.84g/cm3，與純鐵相比，密度下降約12.3%。

2　結(jié)果與分析

2.1不同熱處理工藝的力學(xué)性能

表3為不同熱處理工藝下奧氏體耐磨鋼的力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果。根據(jù)正交實(shí)驗(yàn)原理，極差越大，表明該因素對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果的影響越大。優(yōu)化熱處理工藝的根本目的是保證較高沖擊韌度和斷后伸長(zhǎng)率的前提下，最大幅度地提高新型輕質(zhì)耐磨鋼的初始硬度和屈服強(qiáng)度。

表3　不同熱處理工藝條件下輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的力學(xué)性能

Note: S1-S3:Rm, MPa; R1-R3:Rp0.2, MPa; T1-T3:ak; U1-U3: HB.

由表3極差分析可知，在本實(shí)驗(yàn)的條件范圍內(nèi)，水韌溫度、保溫時(shí)間、時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間4個(gè)因素對(duì)合金性能影響大小的差距不大。其中，各因素對(duì)屈服強(qiáng)度的影響大小順序?yàn)椋簳r(shí)效時(shí)間>水韌溫度>時(shí)效溫度>水韌保溫時(shí)間。對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響大小順序?yàn)椋簳r(shí)效溫度>時(shí)效時(shí)間>水韌溫度>水韌保溫時(shí)間。對(duì)抗沖擊韌度的影響大小順序?yàn)椋核g溫度>時(shí)效時(shí)間>水韌保溫時(shí)間>時(shí)效溫度。對(duì)硬度的影響大小順序?yàn)椋核g保溫時(shí)間>時(shí)效時(shí)間>時(shí)效溫度>水韌溫度。

圖1為水韌溫度、保溫時(shí)間、時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間與無(wú)時(shí)效工藝的硬度和屈服強(qiáng)度、沖擊韌度的影響趨勢(shì)圖。從圖1可以看出水韌+低溫時(shí)效工藝對(duì)該鋼種的性能并無(wú)太大影響，其硬度最大提高了3.1%，屈服強(qiáng)度最大提高了4.3%。而表1最佳性能工藝為5號(hào)：1050℃保溫1h水韌+350℃時(shí)效2h。

表4為輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼水韌處理后經(jīng)550℃不同時(shí)間時(shí)效后的力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果。

圖1　各因素對(duì)輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的性能影響(a)水韌溫度；(b)保溫時(shí)間；(c)時(shí)效溫度；(d)時(shí)效時(shí)間Fig.1　The factors influence on the performance of the light-mass austenitic wear-resistant steel(a)water toughening temperature;(b)holding time;(c)aging temperature;(d)aging time

HeattreatmentRm/MPaRp0.2/MPaA/%ak/(J·cm-2)HB1050℃+550℃,1h798500431932371050℃+550℃,2h825574321562711050℃+550℃,3h84063029752851050℃+550℃,4h9006892765308

從表4可以看出550℃高溫時(shí)效時(shí)其硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度隨著時(shí)間的延長(zhǎng)明顯提升，但同時(shí)降低了沖擊韌度和斷后伸長(zhǎng)率。本實(shí)驗(yàn)新型鋼種主要用于大型球磨機(jī)、破碎機(jī)等厚壁耐磨件，要求高韌性、高屈服以及較高的初始硬度等性能。圖2為1050℃水韌+550℃分別時(shí)效1～4h后與低溫時(shí)效(1050℃保溫1h水韌+350℃時(shí)效2h)以及無(wú)時(shí)效工藝的力學(xué)性能對(duì)比曲線。

圖2　高溫時(shí)效與低溫時(shí)效以及無(wú)時(shí)效的力學(xué)性能對(duì)比Fig.2　The mechanical properties of high-temperature aging compared with low-temperature aging and non-aging

從圖2可以看出，在550℃時(shí)效2h后綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳值，與常規(guī)水韌處理相比Rp0.2提高到574MPa(提高了40.0%)，硬度提高到271HB(提高了32.2%)。而3h和4h時(shí)效后雖然硬度和屈服值較高，但其沖擊韌度較低(分別為75，65J/cm2)，不能滿足對(duì)沖擊韌度要求較高的大型球磨機(jī)、破碎機(jī)的使用；如果在低沖擊載荷工作的部件可以采用550℃長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效來(lái)提高其初始硬度和屈服強(qiáng)度，以保證其使用壽命。

2.2熱處理工藝對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼顯微組織和斷口形貌的影響

2.2.1顯微組織

為了獲得不同工藝下力學(xué)性能差異的原因，分別對(duì)無(wú)時(shí)效和高溫時(shí)效后的試樣進(jìn)行觀察和分析，利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡觀察顯微組織以及析出物形貌，采用XRD，EDS分析相組成和析出物成分。圖3為不同工藝條件下輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的XRD、顯微組織及EDS結(jié)果。從圖3(a)，(b)可以看到本實(shí)驗(yàn)新型鋼種為單相的奧氏體組織，并沒(méi)有發(fā)現(xiàn)退火孿晶。經(jīng)過(guò)高溫550℃時(shí)效不同時(shí)間后發(fā)現(xiàn)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)奧氏體基體以及晶界處出現(xiàn)不同尺寸的碳化物。在1～2h內(nèi)首先在晶內(nèi)彌散析出大量細(xì)小的碳化物，如圖3(c)圓圈所示。經(jīng)EDS分析，發(fā)現(xiàn)該碳化物為高錳、高鐵、高鋁的碳化物，如圖3(d)所示，結(jié)合表4的結(jié)果推斷出該析出物彌散強(qiáng)化了基體，提高了強(qiáng)度。而在550℃時(shí)效3～4h后，這種碳化物除了在晶內(nèi)長(zhǎng)大，在晶界處也會(huì)因長(zhǎng)大而成為粗大的碳化物，由于制樣過(guò)程中晶界處的碳化物被磨掉，致使SEM照片中有碳化物脫落后的坑體出現(xiàn)，如圖3(e)右上角放大區(qū)域以及圖3(f)所示。據(jù)文獻(xiàn)資料表明[10,15-18]，該析出物為(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物，一種具有L′l2型面心結(jié)構(gòu)的有序相。諸多學(xué)者[19-21]對(duì)汽車(chē)用Fe-(7～10)Al-(28～32)Mn-(0.54～2)C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)系列鋼進(jìn)行淬火或時(shí)效處理，結(jié)果證實(shí)這種κ相是調(diào)幅分解產(chǎn)物；碳成分有貧碳區(qū)和富碳區(qū)沿著〈100〉呈波浪分布，貧碳區(qū)具有無(wú)序結(jié)構(gòu)，富碳區(qū)形成具有鈣鈦礦結(jié)構(gòu)(CaTiO3)的L′l2型有序相即κ系碳化物[22,23]。當(dāng)細(xì)小的κ-碳化物在晶內(nèi)析出時(shí)，可以抑制裂紋的擴(kuò)展，保證了鋼種優(yōu)異的力學(xué)性能；當(dāng)該碳化物在晶界析出時(shí)會(huì)引起裂紋萌生，進(jìn)而導(dǎo)致韌、塑性降低[8]。這與本工作實(shí)驗(yàn)結(jié)果完全相符合。

圖3　不同工藝下輕質(zhì)奧氏體耐磨鋼的顯微組織、XRD與EDS分析　(a)無(wú)時(shí)效組織；(b)無(wú)時(shí)效XRD；(c)550℃時(shí)效2h后的SEM；(d)550℃時(shí)效2h的EDS；(e)550℃時(shí)效3h；(f)550℃時(shí)效4h后的SEMFig.3　The microstructure, XRD and EDS of the light-mass austenitic wear-resistant steel under different heat treatments(a)non-aging microstructure;(b)XRD of fig.(a);(c)SEM at 550℃ aging for 2h;(d)EDS of fig.(c);(e)SEM at 550℃ aging for 3h;(f)SEM at 550℃ aging for 4h

2.2.2斷口形貌

不同工藝下的沖擊斷口形貌如圖4所示。低溫時(shí)效圖4(b)與無(wú)時(shí)效圖4(a)對(duì)比其斷口形貌看不出差別，斷口上均分布著大量的近似等軸韌窩，韌窩通過(guò)撕裂棱相互連接起來(lái)，韌窩和撕裂棱有規(guī)則地分布，在韌窩的底部有小塊第二相粒子，形成微孔裂紋的核心，為典型的微孔聚集型韌性斷裂機(jī)制，進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)是沿晶界微孔聚合，如圖4(b)所示。而經(jīng)過(guò)高溫時(shí)效的形貌發(fā)生明顯變化，550℃時(shí)效1h后斷口由尺寸不均、排列無(wú)規(guī)則且較淺的韌窩組成如圖4(c)所示，與無(wú)時(shí)效斷口形貌相比，時(shí)效后斷口上的深度較大的韌窩數(shù)量減少，撕裂棱高度降低，導(dǎo)致其韌性和塑性降低。經(jīng)過(guò)550℃時(shí)效2h后斷口由大量細(xì)小韌窩區(qū)域和部分準(zhǔn)解理區(qū)域組成；準(zhǔn)解理區(qū)域小斷裂面存在類(lèi)似的“河流花樣”，且這些小斷裂面間的連接上又有韌性斷裂的特征如韌窩帶，如圖4(d)右上角放大所示，其斷裂仍屬于韌性斷裂。經(jīng)過(guò)550℃時(shí)效3h后斷口由少量細(xì)小韌窩區(qū)域、準(zhǔn)解理區(qū)、少量的解理臺(tái)階混合組成；解理臺(tái)階發(fā)源于晶界，同時(shí)向兩側(cè)擴(kuò)展，如圖4(e)右上角放大所示；結(jié)合斷后伸長(zhǎng)率和沖擊韌度判斷其斷裂表現(xiàn)為混合斷裂，與表4沖擊韌度結(jié)果相吻合。經(jīng)過(guò)550℃時(shí)效4h后斷口為由少量細(xì)小韌窩和部分沿晶斷口組成，細(xì)小韌窩如圖4(f)右上角放大所示，并且發(fā)現(xiàn)沿晶二次裂紋；其斷裂屬于混合斷裂，這也很好地解釋了其沖擊韌度較低的原因。

圖4　不同工藝下沖擊斷口的形貌　(a)1050℃;(b)1050℃+350℃/2h;(c)1050℃+550℃/1h;(d)1050℃+550℃/2h;(e)1050℃+550℃/3h;(f)1050℃+550℃/4hFig.4　The morphology of impact fracture under different heat treatments　(a)1050℃;(b)1050℃+350℃/2h;(c)1050℃+550℃/1h;(d)1050℃+550℃/2h;(e)1050℃+550℃/3h;(f)1050℃+550℃/4h

3　結(jié)論

(1)優(yōu)化出新型輕質(zhì)高錳、高鋁奧氏體耐磨鋼的最佳熱處理工藝：加熱至1050℃，1h水韌，再經(jīng)550℃時(shí)效2h，空冷處理。該工藝條件下奧氏體晶內(nèi)細(xì)小顆粒狀碳化物彌散分布，力學(xué)性能明顯改善，抗拉強(qiáng)度為825MPa，屈服強(qiáng)度為574MPa，沖擊韌度為156J/cm2，硬度為271HB，斷后伸長(zhǎng)率為32%，硬度、強(qiáng)度、沖擊韌度達(dá)到了最佳匹配值；與只有水韌處理相比屈服強(qiáng)度提高了40.0%，硬度提高了32.2%。

(2)時(shí)效前后沒(méi)有發(fā)現(xiàn)孿晶的存在，且低溫時(shí)效(250～350℃)在短時(shí)間內(nèi)(本實(shí)驗(yàn)最長(zhǎng)時(shí)間4h)對(duì)新型輕質(zhì)高錳、高鋁奧氏體耐磨鋼的微觀組織和力學(xué)性能并無(wú)明顯改善。高溫時(shí)效(550℃)對(duì)其微觀組織和力學(xué)性能具有顯著的影響。550℃時(shí)效2h在奧氏體晶內(nèi)彌散析出了細(xì)小的鈣鈦礦結(jié)構(gòu)(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物顆粒，強(qiáng)化了奧氏體基體，提高了鋼的力學(xué)性能；時(shí)效3h后在奧氏體晶界處析出大量粗大(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物，導(dǎo)致沖擊韌度、斷后伸長(zhǎng)率等性能惡化。

(3)550℃高溫時(shí)效時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，其斷裂機(jī)理發(fā)生明顯改變。550℃時(shí)效1～2h后為韌性斷裂，斷口由大量細(xì)小韌窩區(qū)域和少量準(zhǔn)解理區(qū)域組成。經(jīng)過(guò)550℃時(shí)效3h后其斷口由少量細(xì)小韌窩、部分準(zhǔn)解理區(qū)和少量的解理臺(tái)階組成，4h時(shí)效后出現(xiàn)部分沿晶斷口，甚至有沿晶二次裂紋，其斷裂屬于混合斷裂。

[1]CHEN P C, CHAO C G, LIU T F. A novel high-strength, high-ductility and high-corrosion-resistance FeAlMnC low-density alloy[J]. Scripta Materialia, 2013, 68(6): 380-383.

[2]SEOL J, RAABE D, CHOI P, et al. Direct evidence for the formation of ordered carbides in a ferrite-based low-density Fe-Mn-Al-C alloy studied by transmission electron microscopy and atom probe tomography[J]. Scripta Materialia, 2013, 68(6): 348-353.

[3]SOHN S S, LEE B J, LEE S, et al. Effect of annealing temperature on microstructural modification and tensile properties in 0.35C-3.5Mn-5.8Al lightweight steel[J]. Acta Materialia, 2013, 61(13): 5050-5066.

[4]ZHANG L F, SONG R B, ZHAO C, et al. Work hardening behavior involving the substructural evolution of an austenite-ferrite Fe-Mn-Al-C steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 640: 225-234.

[5]WANG T P, KAO F H, WANG S H, et al. Isothermal treatment influence on nanometer-size carbide precipitation of titanium-bearing low carbon steel[J]. Materials Letters, 2011, 65(2): 396-399.

[6]ZHAO C, SONG R B, ZHANG L F, et al. Effect of annealing temperature on the microstructure and tensile properties of Fe-10Mn-10Al-0.7C low-density steel[J]. Materials & Design, 2016, 91: 348-360.

[7]RAABE D, SPRINGER H, GUTIERREZ-URRUTIA I, et al. Alloy design, combinatorial synthesis, and microstructure-property relations for low-density Fe-Mn-Al-C austenitic steels[J]. JOM, 2014, 66(9): 1845-1856.

[8]SOHN S S, LEE B J, LEE S, et al. Effects of aluminum content on cracking phenomenon occurring during cold rolling of three ferrite-based lightweight steel[J]. Acta Materialia, 2013, 61(15): 5626-5635.

[9]GEORG F, UDO B. Development and characterization of high strength impact resistant Fe-Mn-(Al-,Si) TRIP/TWIP steels[J]. Steel Research International, 2006, 77(9-10): 627-633.

[10]KALASHNIKOV I S, ACSELRAD O, SHALKEVICH A, et al. Heat treatment and thermal stability of FeMnAlC alloys[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2003, 136(1-3): 72-79.

[11]DING H, TANG Z Y, LI W, et al. Microstructures and mechanical properties of Fe-Mn-(Al,Si) TRIP/TWIP steels[J]. Journal of Iron and Steel Research, International, 2006, 13(6): 66-70.

[12]YOO J D, HWANG S W, PARK K T. Factors influencing the tensile behavior of a Fe-28Mn-9Al-0.8C steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2009, 508(1-2): 234-240.

[13]楊富強(qiáng)，宋仁伯，李亞萍，等. 退火溫度對(duì)冷軋F(tuán)e-Mn-Al-C低密度鋼性能的影響[J]. 材料研究學(xué)報(bào)， 2015, 29(2): 108-114.

YANG F Q, SONG R B, LI Y P, et al. Effect of annealing temperature on properties of cold rolled Fe-Mn-Al-C low density steel[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2015, 29(2): 108-114.

[14]楊富強(qiáng)，宋仁伯，孫挺，等. Fe-Mn-Al輕質(zhì)高強(qiáng)鋼組織和力學(xué)性能研究[J]. 金屬學(xué)報(bào). 2014, 50(8): 897-904.

YANG F Q, SONG R B, SUN T, et al. Microstructure and mechanical properties of Fe-Mn-Al light-weight high strength steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2014, 50(8): 897-904.

[15]KIM J, ESTRIN Y, COOMAN B C. Application of a dislocation density-based constitutive model to Al-alloyed TWIP steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2013, 44(9): 4168-4182.

[16]KIM H, SUH D W, KIM N J. Fe-Al-Mn-C lightweight structural alloys: a review on the microstructures and mechanical properties[J]. Science and Technology of Advanced Materials, 2013, 14(1): 14205-14215.

[17]JEONG J Y, LEE C Y, PARK I J, et al. Isothermal precipitation behavior of κ-carbide in the Fe-9Mn-6Al-0.15C lightweight steel with a multiphase microstructure[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2013, 574: 299-304.

[18]LU W J, ZHANG X F, QIN R S. κ-carbide hardening in a low-density high-Al high-Mn multiphase steel[J]. Materials Letters, 2015, 138: 96-99.

[19]KALASHNIKOV I, SHALKEVICH A, ACSELRAD O, et al. Chemical composition optimization for austenitic steels of the Fe-Mn-Al-C system[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2000, 9(6): 597-602.

[20]ZHU S M, TJONG S C. Creep and rupture properties of an austenitic Fe-30Mn-9Al-1C alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1998, 29(1): 299-306.

[21]HOSODA H, MIYAZAKI S, MISHIMA Y. Phase constitution of some intermetallics in continuous quaternary pillar phase diagrams[J]. Journal of Phase Equilibria, 2001, 22(4): 394-399.

[22]KIMURA Y, HAYASHI K, HANDA K, et al. Microstructural control for strengthening the γ-Fe/E21-(Fe, Mn)3AlCxalloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2002, 329-331: 680-685.

[23]HAN K H, YOON J C, CHOO W K. TEM evidence of modulated structure in Fe-Mn-Al-C austenitic alloys[J]. Scripta Metallurgica, 1986, 20(1): 33-36.

Effect of Heat Treatments on Microstructure and Mechanical Properties of Novel Light-mass Austenitic Wear-resistant Steel

PENG Shi-guang,SONG Ren-bo,WANG Wei,TAN Zhi-dong,CAI Chang-hong,WANG Lin-weijie

(School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

A novel light-mass high Mn-Al austenitic wear-resistant steel was selected as the research object. The microstructure and precipitates were examined by X-ray diffraction (XRD), optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM) and energy dispersive spectrometer (EDS). Effect of heat treatments on microstructure and mechanical properties of the novel steel was studied. Results show that the optimum heat treatment is water toughening at 1050℃ for 1h and aging at 550℃ for 2h, air cooling. Under the condition of the optimum heat treatment, fine (Fe,Mn)3AlC carbides which have a perovskite structure are found to precipitate within the austenite matrix. The fine carbides not only strengthen the austenitic matrix, but its mechanical properties are also improved significantly. The hardness, strength, impact toughness of the experiment steel under the optimal heat treatment reach the best match with a tensile strength of 825MPa, a yield strength of 574MPa, a impact toughness values (V-notch) of 156J/cm2, a surface hardness of 271HB. Compared with that of the conventional treatment, the yield strength and hardness increase by 40.0% and 32.2%, respectively.

light-mass;austenite;wear-resistant steel;disperse precipitation;κ-carbide

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.004

TG142.25

A

1001-4381(2016)09-0024-08

2015-05-20；

2016-06-30

宋仁伯(1970-)，男，博士，教授，從事金屬材料組織和性能控制研究，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學(xué)院路30號(hào)北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院材料加工系409室(100083)，E-mail:songrb@mater.ustb.edu.cn