覃作祥，劉志強(qiáng)，張劍波

(大連交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116028)

0 引言

1997 年，Grassel［1］等在試驗(yàn)研究 Fe-Mn-Si-A1系TRIP鋼時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)錳含量達(dá)到25%，鋁含量超過(guò)3%，硅含量在2%～3%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度(MPa)和延伸率(%)的乘積在50 000以上，是高強(qiáng)韌性TRIP鋼的兩倍.由于該類合金的高強(qiáng)韌性來(lái)自形變過(guò)程中孿晶的形成而不是TRIP鋼中的相變，故命名為孿生誘發(fā)塑性(twinning inducedplasticity，TWIP)鋼.TWIP鋼不僅具有高強(qiáng)度，高應(yīng)變硬化率，還有非常優(yōu)良的塑性，韌性和成形性能.從現(xiàn)代汽車用鋼對(duì)高強(qiáng)度和高塑性的要求來(lái)看，TWIP鋼是最佳選擇［2］，因此受到重視.近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者在TWIP鋼的合金化原理、孿生誘發(fā)塑性效應(yīng)的機(jī)理和影響因素等方面做了大量工作，取得了一定的進(jìn)展［3-18］.但前面所述的工作其Mn含量一般低于25%，Si含量在3%左右，因此，研究高M(jìn)n和高Si鋼的TWIP效應(yīng)，將有助于了解這兩種強(qiáng)降層錯(cuò)能的合金元素在合金中的作用，為開(kāi)發(fā)和研究新型合金奠定基礎(chǔ).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用的合金采用超低碳純鐵、電解錳(經(jīng)過(guò)熔化去氣處理)、純鋁、純鉻、純硅等為冶煉原料，在真空感應(yīng)電爐中并充氬氣保護(hù)的情況下冶煉，而后澆鑄成圓形鋼錠，紅熱狀態(tài)脫模.合金的化學(xué)成分列于表1.合金鋼錠經(jīng)1 150℃保溫2 h，然后鍛成20mm×20mm的方棒.將鍛造好的方棒用砂輪切割機(jī)切割成一定長(zhǎng)度，然后經(jīng)1 000℃ ×1 h固溶處理.金相試樣經(jīng)機(jī)械磨削后，進(jìn)行拋光，用13%的硝酸酒精進(jìn)行腐蝕處理，在(VHX－1000超景深)顯微鏡上觀察.按國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，拉伸實(shí)驗(yàn)在電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，型號(hào)為CSS-2220，拉伸速率分別為=1×10－2s－1和=1×10－3s－1.透射電鏡觀察在H-800型電鏡上進(jìn)行，拉伸試樣斷口在JSM6360LV型掃描電鏡上觀察.

表1 試驗(yàn)合金化學(xué)成分 %

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 金相組織分析

圖1為試驗(yàn)合金經(jīng)固溶處理后的金相組織.從圖中可見(jiàn)，高M(jìn)n中碳的H4和H7合金在室溫下具有穩(wěn)定的奧氏體組織，可以看見(jiàn)清晰的多邊形奧氏體晶界，在奧氏體晶粒內(nèi)分布著許多退火孿晶，這些退火孿晶有的橫貫奧氏體晶粒，有的終止于奧氏體晶粒內(nèi)部，孿晶數(shù)量多表明合金的層錯(cuò)能較低.Mn含量稍低的H8合金和碳含量較低的L8合金的室溫組織也為奧氏體.

圖1 試驗(yàn)合金的室溫金相組織

2.2 拉伸曲線分析

圖2 試驗(yàn)合金在應(yīng)變速率為1×10－2s－1時(shí)的拉伸曲線

圖3 試驗(yàn)合金在應(yīng)變速率為10－3s－1時(shí)的拉伸曲線

表2 應(yīng)變速率=1×10－2s－1時(shí)的性能指標(biāo)

表2 應(yīng)變速率=1×10－2s－1時(shí)的性能指標(biāo)

樣品編號(hào) σs/MPa σb/MPaδ/% ψ/% 強(qiáng)塑積/MPa·%H4 298 702 64.7 69.9 45 419 H7 389 770 72.1 68.8 55 517 H8 323 713 71.4 72.4 51 407 L8 406 736 52.3 74.1 38 493

表3 應(yīng)變速率=1×10－3s－1時(shí)的性能指標(biāo)

表3 應(yīng)變速率=1×10－3s－1時(shí)的性能指標(biāo)

樣品編號(hào) σs/MPa σb/MPa δ/% ψ /% 強(qiáng)塑積/MPa·%H4 387 798 80.3 69.6 64 079 H7 381 798 78.8 62.5 62 882 H8 338 739 78.2 69.8 57 790 L8 411 773 51.4 44.7 39 732

2.3 拉伸斷口SEM觀察

圖4是低應(yīng)變速率下(10－3s－1)，延仲率最大的H4合金和延伸率最小的L8合金拉伸試樣斷口在500倍下的掃描電鏡照片，可以看出兩種合金斷面上存在大量的等軸韌窩，韌窩較深，屬典型的韌性斷.有所區(qū)別的是H4合金的斷面上的韌窩較深，纖維狀更明顯，并且有許多較深大的微孔，而相比下L8合金則較少.

圖4 兩種合金在=1×10－3s－1下拉伸斷口掃描電鏡照片

2.4 透射電鏡分析

圖5為L(zhǎng)8合金的透射電子顯微鏡照片，從圖中可以明顯看到大量平行排列的層錯(cuò)和一些退火孿晶，并能觀察到少量的ε馬氏體，ε馬氏體和孿晶晶帶軸成60°交叉.

圖5 L8合金的透射電子顯微照片

圖6 L8合金經(jīng)應(yīng)變速率為=1×10－3s－1下拉伸后的透射電子顯微照片

圖7 H8合金經(jīng)應(yīng)變速率為=1×10－3s－1下拉伸后的透射電子顯微照片

3 結(jié)論

(1)經(jīng)過(guò)1273K×1h固溶處理后的Fe-Mn-Si-C合金的金相組織主要是奧氏體以及分布在奧氏體晶粒內(nèi)的退火孿晶;

(2)Fe-Mn-Si-C合金具有優(yōu)良的塑性和高的強(qiáng)塑積;

(3)降低Fe-Mn-Si-C合金的拉伸速率可提高其塑性，并且強(qiáng)度也有所提高;

(4)拉伸過(guò)程中產(chǎn)生的大量變形孿晶是Fe-Mn-Si-C合金高強(qiáng)塑積的主要原因.

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