常帥，覃作祥，陸興

(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

現(xiàn)代汽車的發(fā)展趨勢是減重、節(jié)能和安全舒適等，為適應(yīng)這一發(fā)展需要，在汽車制造中有必要采用高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度的汽車用鋼.自Grassel和Frommeyer［1］于 1998 年正式提出 TWIP(twinning induced plastisity)效應(yīng)以來，TWIP鋼已經(jīng)有了很大的發(fā)展，但是仍面臨著對奧氏體區(qū)進(jìn)行強(qiáng)化的問題，如何在保證優(yōu)良塑性的前提下提高鋼的強(qiáng)度是目前科技工作者面臨的一個重要課題.

朱乃平、張彥生［2-3］等人曾對Fe-Mn-Al-(Cr)系奧氏體鋼進(jìn)行了開拓性研究，確定了V4C3為主要強(qiáng)化相，沉淀強(qiáng)化作用隨V含量的增加而增大.J P Chateau1，A Dumay［4］等人研究了 Fe-22Mn-0.6C 添加0.21%V 的 TWIP鋼，結(jié)果表明VC沉淀強(qiáng)化使得屈服強(qiáng)度增加了140 MPa，而VC沉淀的產(chǎn)生并沒有改變TWIP效應(yīng).冷變形會引起晶粒取向的轉(zhuǎn)動，從而在晶體內(nèi)形成一定類型的織構(gòu).另外，晶體內(nèi)的結(jié)構(gòu)缺陷還會增加，如位錯密度、空位、間隙原子密度、層錯密度明顯升高;亞晶界、層錯和孿晶界大量出現(xiàn)，以及形成胞狀結(jié)構(gòu).從熱力學(xué)角度上來看，這些缺陷的增加引起畸變能升高，形變后的合金處于不穩(wěn)定的高自由能狀態(tài)，提高了第二相析出的動力.因此，冷軋變形后的合金經(jīng)過時效處理后更容易析出第二相，對強(qiáng)度的提高更加明顯.雖然前人對碳化釩沉淀強(qiáng)化奧氏體鋼方面已經(jīng)有了大量工作，但是對于強(qiáng)度的提升并不是很大.本文通過研究含釩Fe-Mn-Al鋼冷變形后碳化釩沉淀析出對再結(jié)晶溫度及力學(xué)性能的影響，試圖找到一種能提高鋼的強(qiáng)度，同時又對塑性損害較小的合金化和工藝方法.

1 材料及方法

實(shí)驗所用的合金均采用工業(yè)純鐵、電解錳(經(jīng)熔化去氣處理)、工業(yè)純鋁、純鉻、純釩等作為冶煉原料，在真空電爐中冶煉.冶煉過程中要先抽真空，后充氬氣，保護(hù)以減小錳的揮發(fā)，并減少氧的夾雜，每個鑄錠約重10 kg.合金的化學(xué)成分如附表所示.鑄錠在1 150℃均勻化退火，保溫2 h，而后鋼錠在1 150～850℃溫度范圍內(nèi)鍛成20 mm×20 mm的方形棒料，空冷至室溫.方棒在1 150℃溫度下加熱后熱軋成3.7 mm的板材，X1合金在1 000℃固溶1 h后水冷至室溫，X2合金在1 150℃固溶1 h后水冷至室溫，然后在室溫下對兩種鋼分別進(jìn)行總下壓率為60%的冷軋形變.

附表 試驗用鋼的化學(xué)成分 %

再結(jié)晶溫度測量采用鹽浴爐等溫退火，保溫0.5 h后水冷，硬度測量采用維氏硬度計.冷軋試樣經(jīng)不同溫度時效后進(jìn)行金相、TEM微觀組織觀察及拉伸力學(xué)性能測試，拉伸試驗在室溫下進(jìn)行，應(yīng)變速率為10－3/s.

2 結(jié)果與分析

2.1 再結(jié)晶退火實(shí)驗結(jié)果與分析

(1)硬度分析

圖1為冷軋60%的含釩與不含釩Fe-Mn-Al合金硬度與退火溫度的關(guān)系曲線.由圖中可以看出，不含釩Fe-Mn-Al合金從400℃開始硬度急劇下降，到750℃時硬度達(dá)到最低值，750℃以后硬度變化不大，說明此時再結(jié)晶過程已經(jīng)完成，因此不含釩Fe-Mn-Al合金再結(jié)晶起始溫度約為400℃，終了再結(jié)晶溫度約為750℃.按鹽浴爐測定法，定義硬度下降50%時的溫度為再結(jié)晶溫度［5］，則不含釩 Fe-Mn-Al合金再結(jié)晶溫度為575℃.含釩Fe-Mn-Al合金從400℃開始硬度逐漸升高，在650℃硬度達(dá)到最大值，隨著退火溫度繼續(xù)升高，硬度急劇下降，當(dāng)溫度高于850℃后硬度變化不大，因此含釩Fe-Mn-Al合金再結(jié)晶起始溫度約為650℃，終了再結(jié)晶溫度約為850℃，其再結(jié)晶溫度為750℃.含釩Fe-Mn-Al合金的再結(jié)晶溫度明顯高于不含釩Fe-Mn-Al合金，這是由于在退火過程中有V4C3粒子析出，V4C3優(yōu)先沉淀于奧氏體晶界、亞晶界、位錯線等處，從而有效的阻止晶界和位錯的移動，不僅推遲了再結(jié)晶過程的開始，而且延緩了再結(jié)晶過程的進(jìn)行.

圖1 Fe-Mn-Al合金硬度與退火溫度的關(guān)系曲線

(2)金相分析

圖2為含釩Fe-Mn-Al合金經(jīng)不同溫度退火0.5 h后的金相組織照片.由圖中看出，合金經(jīng)冷軋變形后，晶粒沿軋制方向伸長，晶界破碎，晶粒內(nèi)充斥著大量的變形孿晶以及變形條紋，550℃退火后組織沒有明顯變化，650℃退火后，晶粒內(nèi)的變形條紋和孿晶有所減少，部分變形晶粒內(nèi)開始出現(xiàn)再結(jié)晶的小晶粒，隨著退火溫度的繼續(xù)升高，再結(jié)晶晶粒逐漸增多，原奧氏體晶界基本消失，當(dāng)退火溫度達(dá)到850℃，組織全部為再結(jié)晶后的奧氏體晶粒，表明再結(jié)晶過程已經(jīng)全部完成.晶粒再結(jié)晶的驅(qū)動力是冷變形過程中的形變儲能［6］.因此，晶粒優(yōu)先在塑性變形引起的最大畸變處形核，由于合金形變量較大，晶界兩側(cè)晶粒的變形程度大致相似，再結(jié)晶直接借助于晶粒內(nèi)部的亞晶作為形核核心，某些取向差較大的亞晶界具有較高的活性，可以直接吞噬周圍亞晶，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼蔷Ы纾?］.

圖2 含釩Fe-Mn-Al合金不同溫度退火后的金相組織

2.2 合金時效分析

(1)金相觀察

圖3為含釩Fe-Mn-Al冷軋合金不同溫度時效5h后的金相組織照片.圖3(a)中可以看出冷軋合金經(jīng)550℃ ×5 h時效處理后，組織與冷軋態(tài)相比基本沒有變化，說明再結(jié)晶過程還沒開始，變形晶粒仍處于回復(fù)階段;當(dāng)時效溫度升高到650℃，如圖3(b)所示，原奧氏體變形晶粒內(nèi)開始出現(xiàn)再結(jié)晶之后的小晶粒，隨著時效溫度繼續(xù)升高，再結(jié)晶晶粒逐漸增多.當(dāng)時效溫度升高到950℃，組織完全為再結(jié)晶后的小晶粒，說明這時再結(jié)晶過程已經(jīng)完成.

圖3 含釩Fe-Mn-Al冷軋合金不同溫度時效5 h后的金相組織

(2)TEM觀察

圖4為含釩Fe-Mn-Al冷軋合金550℃ ×5 h時效后的TEM照片.由圖中可以看到，大量的位錯纏結(jié)在一起，在位錯線上邊可以觀察到有V4C3粒子析出，V4C3粒子尺寸較小，約為10 nm.合金經(jīng)550℃ ×5 h時效，再結(jié)晶過程還沒有開始，因此仍可以觀察到由于冷變形引起的位錯塞積，同時位錯處畸變能較高，提高了第二相析出的動力，V4C3更容易在位錯處析出.

圖4 含釩Fe-Mn-Al冷軋合金550℃ ×5 h時效TEM照片

圖5 含釩Fe-Mn-Al冷軋合金750℃ ×5 h時效TEM照片

含釩Fe-Mn-Al冷軋合金經(jīng)750℃ ×5 h時效后，大部分變形晶粒已經(jīng)完成了再結(jié)晶過程，晶體內(nèi)的缺陷有所減少，因此可以觀察到V4C3粒子在晶體內(nèi)呈點(diǎn)狀析出，如圖5(a)所示，粒子尺寸約為30～40 nm.同時，由于部分原奧氏體變形晶粒還沒有開始再結(jié)晶，從圖5(b)中可以看到仍有大量的位錯塞積在一起，并在位錯線上觀察到V4C3粒子析出.

2.3 拉伸性能分析

圖6 為 Fe-32Mn-3Al-0.49V-0.36C 冷軋60%合金不同溫度時效5 h后應(yīng)力-應(yīng)變曲線.由圖中可以看出，合金經(jīng)冷軋變形后，由于引起加工硬化，抗拉強(qiáng)度高達(dá) 1 210 MPa，但延伸率只有7.2%.550℃ ×5 h時效后，形變晶粒處于回復(fù)階段，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，但是由于V4C3粒子在位錯處析出，阻礙了位錯運(yùn)動，起到提高強(qiáng)度的作用，而且V4C3粒子也可以發(fā)生少量變形，對塑性的損害較小，因此與冷軋合金相比，強(qiáng)度下降不大，強(qiáng)度高達(dá)1 140 MPa，但是塑性有較大提高，延伸率提高到12.3%.650℃ ×5 h時效后，一部分變形晶粒開始再結(jié)晶過程，使得強(qiáng)度明顯下降，而塑性提高很大.750℃ ×5 h時效后，再結(jié)晶晶粒逐漸增多，同時伴隨著V4C3粒子的長大，強(qiáng)度繼續(xù)下降，但是由于V4C3沉淀對位錯的阻礙作用，塑性并沒有明顯提高.當(dāng)時效溫度升高到950℃，這時再結(jié)晶過程已經(jīng)完成，由冷軋引起的加工硬化基本消失，同時溫度較高引起過時效，抗拉強(qiáng)度下降到只有600 MPa，但是塑性則高達(dá)50.4%.其時，其強(qiáng)度和塑性均比不含釩的Fe-Mn-Al合金的高.

圖6 含釩Fe-Mn-Al冷軋60%合金不同溫度時效5 h后應(yīng)力－應(yīng)變曲線

3 結(jié)論

(1)V4C3沉淀顯著升高Fe-Mn-Al合金的再結(jié)晶溫度，添加0.49V的Fe-Mn-Al合金的再結(jié)晶溫度由560℃升高到750℃;

(2)Fe-32Mn-3Al-0.49V-0.36C 冷軋合金經(jīng)550℃ ×5 h時效處理后，V4C3在位錯處沉淀析出;750℃ ×5 h時效處理后，V4C3沉淀多數(shù)為晶體內(nèi)點(diǎn)狀析出，少量在位錯處析出;

(3)Fe-32Mn-3Al-0.49V-0.36C 冷軋合金經(jīng)550℃ ×5 h時效后屈服強(qiáng)度高達(dá)1 050 MPa，抗拉強(qiáng)度為1 140 MPa.隨著時效溫度的升高，由于晶粒再結(jié)晶和V4C3粒子長大，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，塑性明顯提高.

［1］FROMMEYER G，GRASSEL O.High strength TRIP/TWIP and superplastic steels:development，properties，application［J］.Revue De Metallurgie-Cahiers D Informations Techniques，1998，95(10):1299-1310.

［2］朱乃平，張彥生，師昌緒.Fe-Mn-Al系奧氏體鋼中V4C3的沉淀行為［J］.金屬學(xué)報，1988，24:SA15-SA20.

［3］朱乃平，張彥生，師昌緒.Fe-Mn-Al-Cr系奧氏體鋼的V4C3強(qiáng)化［J］.金屬學(xué)報，1988，24:SA22-SA28.

［4］CHATEAU J P，DUMAY A，ALLAIN S.Precipitation hardening of a FeMnC TWIP steel by vanadium carbides［C］.15th International Conference on the Strength of Materials，2010.

［5］王淼，徐清亮.冷軋ELCBH鋼再結(jié)晶溫度的測定［J］.上海金屬，2008，30(2):19-22.

［6］張黃強(qiáng)，徐剛.CSP冷軋薄板再結(jié)晶試驗研究［J］武漢科技大學(xué)學(xué)報(自然科學(xué)版)，2007，30(6):574-576.

［7］余永寧.材料科學(xué)基礎(chǔ)［M］.北京:高等教育出版社，2006:737-741.