武汉科技大学Huang 等科研人员设计了直径为140 mm、80 mm、40 mm和15 mm的模具，获得了不同冷却速度下的Fe-30Mn-10Al-1.1C低密度钢铸锭。采用电感耦合等离子体、扫描电镜和能谱分析等方法，研究了冷却速度对凝固过程中晶粒形貌和元素偏析行为的影响。利用JMatPro热力学软件计算了低密度钢的凝固顺序。结果表明:该钢组织以奥氏体为主，含有少量铁素体; 钢中的凝固顺序为:L→α，L→γ和α→γ，L→γ+ MC，随着冷却速率从1.69℃/s增加到10.28℃/s，铁素体相析出量增加16.7%，晶粒尺寸显著减小，其中奥氏体晶粒尺寸减小26%。随着冷却速率的增加，铝的微观偏析值约为1。微观偏析呈先增大后减小的趋势。提高冷却速度可显著改善铝、锰的微观偏析。Fe-Mn-Al-C低密度钢具有优良的力学性能。其屈服强度可达400~1000 MPa，抗拉强度可达600~2000 MPa，表现出优异的强延性。关于种该钢的组织和相关性能的研究取得了重大进展，但是，钢中Mn和Al含量高，在凝固过程中会产生一系列问题，尤其是元素偏析问题。在较高的Mn和Al添加量下，冷却速度对Fe-Mn-Al-C低密度钢凝固过程中晶粒形貌和元素偏析行为的影响鲜有报道。本文作者从宏观和微观两方面研究Fe-Al-Mn-C钢的凝固过程，通过控制Fe-Al-Mn-C钢的凝固冷却速度，获得了不同的铸锭材料。采用金相观察和能谱点分析方法研究了铸锭材料的晶粒形态和元素偏析性能。本研究中使用的Fe-Mn-Al-C钢的成分如表1所示。
图1. 实验铸造模具及温度测量系统
图2. 获得的铸锭和样品
为了研究Fe-30Mn-10Al-1.1C钢凝固过程中的相变，首先利用JMatPro软件对该钢进行了热力学计算。基于Scheil-Guliver模型，计算出非平衡状态下钢中各相的相分数随回火温度的变化，如图3所示。结果表明，铁素体相首先在1353.04℃的温度形成，然后奥氏体相在1345.98◦C的温度形成。MC碳化物的析出温度为1327.43◦C，低于铁素体相和奥氏体相的析出温度。同时，在奥氏体相形成的同时，铁素体相含量基本达到最大值，随后略有下降。Scheil-Guliver模型计算的凝固顺序为:L→α，L→γ和α→γ，L→γ+ MC.
图3. Fe-30Mn-10Al-1.1C钢凝固过程中的计算相分数：（a）总体相图；（b）局部放大相图如图4所示，随着铸锭直径的减小，钢凝固过程的冷却速率逐渐增大。钢锭直径在15 mm、40 mm、80 mm和140 mm处的平均冷却速率分别为10.28℃/s、5.87℃/s、2.01℃/s和1.69℃/s。
图5的结果表明：随着冷却速率的增大，铁素体相的面积分数增大，在冷却速率为1.69℃/s、2.01℃/s和5.87℃/s时，铁素体相的含量分别为6.54%、6.79%和7.03%;当冷却速率为10.28℃/s时，铁素体相含量为7.63%，比最低冷却速率增加了16.7%。图5. 不同冷却速率下铁氧体相析出的形貌和数量（a,a1）1.69°C/s;（b, b1） 2.01°C / s;（c, c1）5.87°c / s;（d, d1）10.28°C / s。从图6可以看出，随着冷却速率的增加，奥氏体相的晶粒尺寸逐渐减小。当冷却速率为1.69℃/s时，奥氏体平均晶粒尺寸为120.17 μm，当冷却速率增加到10.28℃/s时，奥氏体平均晶粒尺寸为88.63 um，减小26%。图6. 不同冷却速率下铸锭中心晶粒形态:（a）1.69°C/s；（b）2.01°C / s;（c）5.87°c / s；（d） 10.28°C / s。本课题的工作主要是研究了冷却速度对Fe-Mn-Al-C低密度钢凝固过程中晶粒形貌和元素偏析行为的影响，得出以下结论:（1）冷却速率对Fe-30Mn-10Al-1.1C钢铁素体相析出物的含量、大小和分布有显著影响。随着冷却速率的增加，铁氧体相析出量增加，铁氧体晶粒尺寸明显减小，铁氧体相分布更加均匀。（2）随着冷却速率的增加，钢锭中心等距晶区奥氏体相晶粒尺寸显著减小。当冷却速率从1.69°C/s增加到10.28°C/s时，奥氏体相的平均晶粒尺寸由120μm减小到89μm，减小26%。（3）在凝固过程中，Mn和Al含量在晶界处富集。随着冷却速率的增加，Al的微观偏析值接近1，偏析程度降低。Mn的微偏析表现出先增加后减少的趋势。提高冷却速率有助于防止Fe-30Mn-10Al-1.1C钢的Al和Mn偏析。关于中仿
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