錢靈鋒 朱旭東 王 華 陳 璋 何燕霖

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444;2.上海大學(xué)分析測(cè)試中心，上海 200044)

研究表明[1]，對(duì)于汽車節(jié)能減排最為有效的措施之一就是汽車輕量化。汽車每減少100 kg的重量，就能節(jié)約燃油約0.4 L/(100 km)，并可以減少二氧化碳的排放約10 g/(11 km)。鋁作為輕量化元素之一，每添加1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)鋁，鋼的密度就下降0.101 g/cm3。最近有研究指出[2- 5]，含鋁的輕質(zhì)中錳鋼不僅可以明顯減重，而且具有優(yōu)異的力學(xué)性能，經(jīng)一定的退火處理后其強(qiáng)塑積可達(dá)50 000 MPa·%以上。但目前人們對(duì)于輕質(zhì)鋼組織與力學(xué)性能關(guān)系的研究仍存在一定的分歧。有研究表明[6- 7]，大量鋁的加入會(huì)促進(jìn)κ- 碳化物的形成，從而降低鋼的力學(xué)性能，而鉻元素的加入有望抑制κ相的形成，從而改善鋼的力學(xué)性能。此外，還有研究表明[8- 10]，輕質(zhì)鋼在外加應(yīng)力作用下會(huì)產(chǎn)生孿晶誘發(fā)塑性、微帶誘發(fā)塑性、滑移誘發(fā)塑性等效應(yīng)，均能提高塑性，但對(duì)此結(jié)論也存在質(zhì)疑[11]。

基于此，本研究擬采用室溫拉伸、SEM、EBSD、TEM等分析檢測(cè)技術(shù)，對(duì)不同溫度熱處理后的含鉻輕質(zhì)中錳鋼的顯微組織和力學(xué)性能展開研究，并探討輕質(zhì)中錳鋼的合金成分、組織、性能與熱處理溫度之間的關(guān)系，從而為研發(fā)高性能輕質(zhì)鋼提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用真空感應(yīng)熔煉爐制備試驗(yàn)用輕質(zhì)中錳鋼錠，其質(zhì)量為100 kg，化學(xué)成分如表1所示。然后將鋼錠熱軋至3.0 mm厚，始軋溫度為1 050 ℃，終軋溫度為900 ℃，并采用85 ℃的10%HCL+90%(體積分?jǐn)?shù)，下同)水溶液進(jìn)行酸洗，再進(jìn)行冷軋，冷軋后的鋼板厚1.2 mm。之后將冷軋鋼分別在760、830、910和950 ℃保溫10 min后水淬。熱處理后的鋼板按照GB/T 228—2010加工成標(biāo)距為30 mm的試樣，并在WANCE ETM504C電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。熱處理后的金相樣品經(jīng)機(jī)械磨拋后分別用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，高氯酸和冰醋酸配比為1∶4的電解拋光液進(jìn)行電解拋光，然后采用Hitachi S- 570掃描電鏡和Apollo 300熱場(chǎng)發(fā)射背散射電子衍射(EBSD)觀察其顯微組織。采用DLMAX- 2550 X射線衍射儀(Cu靶，Kα射線)測(cè)定試驗(yàn)鋼的相結(jié)構(gòu)及其體積分?jǐn)?shù)，掃描速率為2 (°)/min，掃描步長(zhǎng)為0.02°，掃描范圍為40°～100°。采用JEM- 2010F透射電子顯微鏡觀察不同溫度熱處理試樣拉伸后的顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱處理溫度對(duì)顯微組織的影響

為了確定不同溫度熱處理后試驗(yàn)鋼的物相組成，對(duì)其進(jìn)行XRD分析，結(jié)果如圖1所示。從圖1可以看出，不同溫度熱處理后試驗(yàn)鋼的組織都由鐵素體和奧氏體兩相組成。760～950 ℃為該試驗(yàn)鋼的兩相溫度區(qū)，并未達(dá)到單相奧氏體區(qū)，這可能是由于Al元素加入較多的原因。根據(jù)YT/B 5338—2006對(duì)鐵素體和奧氏體兩相組織進(jìn)行定量分析。通過式(1)[12]計(jì)算奧氏體和鐵素體的含量，計(jì)算選用的奧氏體衍射峰為(200)、(220)、(311)，鐵素體衍射峰為(200)、(211)。計(jì)算結(jié)果如表2所示。

(1)

式中：Vγ為奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，Iγ為奧氏體峰積分強(qiáng)度的平均值，Iα為鐵素體峰的積分強(qiáng)度。由表2可知，隨著熱處理溫度的升高，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，當(dāng)熱處理溫度達(dá)到950 ℃時(shí)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加至90%。

圖1 試驗(yàn)鋼的XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of the tested steel

不同溫度熱處理后試驗(yàn)鋼的SEM形貌和背散射衍射花樣圖像分別如圖2和圖3所示。結(jié)合XRD分析結(jié)果，得出圖2中凹陷的組織為鐵素體，凸起的組織為奧氏體。圖3顯示基體組織為奧氏體，奧氏體上分散的小顆粒組織為鐵素體。圖4是經(jīng)過不同溫度熱處理后，試驗(yàn)鋼中鐵素體和奧氏體晶粒尺寸變化的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。圖4表明，隨著溫度的升高，鐵素體晶粒尺寸增加不明顯，平均尺寸為0.8 μm左右；奧氏體晶粒尺寸隨著溫度的升高而增大，當(dāng)熱處理溫度達(dá)950 ℃時(shí)，奧氏體晶粒明顯粗大。

表2 不同溫度退火后試驗(yàn)鋼的奧氏體體積分?jǐn)?shù)Table 2 Volume fraction of austenite in the tested steel annealed at different temperatures %

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度保溫1 h水淬后的SEM形貌 Fig.2 SEM morphologies of the tested steel after holding at different temperatures for 1 h then water- quenching

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度保溫1 h水淬后的EBSD結(jié)果Fig.3 EBSD results of the tested steel after holding at different temperatures for 1 h then water- quenching

圖4 從不同溫度水淬的試驗(yàn)鋼中鐵素體和奧氏體的平均晶粒尺寸變化Fig.4 Variation of average grain size of ferrite and austenite with temperature for the tested steel water quenched from different temperatures

2.2 變形機(jī)制

對(duì)經(jīng)830和910 ℃熱處理的試驗(yàn)鋼拉伸后的顯微組織進(jìn)行透射電鏡觀察，結(jié)果如圖5所示。可見，經(jīng)兩種溫度熱處理的試驗(yàn)鋼變形后組織中均出現(xiàn)了微帶和形變孿晶。經(jīng)910 ℃處理的鋼中，晶粒內(nèi)呈現(xiàn)的微帶明顯較830 ℃處理的鋼多且密; 而經(jīng)830 ℃熱處理的鋼中形成的孿晶較細(xì)密，910 ℃熱處理的鋼中的孿晶則為長(zhǎng)條狀，間距也較830 ℃熱處理的鋼的大。經(jīng)分析發(fā)現(xiàn)，830 ℃熱處理的鋼中微帶之間的間距為60～100 nm，910 ℃熱處理的鋼中微帶之間的間距在40～80 nm；830 ℃鋼中孿晶的厚度為3～6 nm，間距為13～40 nm，而910 ℃鋼中孿晶的厚度為16～38 nm，間距為153～370 nm。有研究表明[8]，輕質(zhì)中高錳鋼的變形機(jī)制根據(jù)堆疊層錯(cuò)能(SFE)的不同，可以分為相變誘發(fā)塑性(TRIP)、應(yīng)變誘發(fā)孿晶(TWIP)和微帶誘發(fā)塑性(MBIP)。中錳鋼發(fā)生TRIP效應(yīng)生成馬氏體的層錯(cuò)能約為20 mJ/m2，發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)孿晶(TWIP)效應(yīng)生成孿晶的層錯(cuò)能約為20～50 mJ/m2，發(fā)生微帶誘發(fā)塑性(MBIP)效應(yīng)生成微帶的層錯(cuò)能約為45 mJ/m2以上。層錯(cuò)能的計(jì)算公式如式(2)所示[13]:

Γ=2ρΔGγ→ε+2σ

(2)

式中：Γ為層錯(cuò)能，ρ為{111}密排面原子堆積密度，ΔGγ→ε為γ→ε相變吉布斯自由能差，σ為γ/ε的相界面自由能。計(jì)算得出，760、830、910和950 ℃熱處理試驗(yàn)鋼的層錯(cuò)能分別約為59、61、46、38 mJ/m2。綜上可見，試驗(yàn)鋼在拉伸變形過程中以應(yīng)變誘發(fā)孿晶和微帶誘發(fā)塑性的變形機(jī)制為主。

圖5 830 ℃(a～d)和910 ℃(e～h)熱處理的試驗(yàn)鋼拉伸后的TEM形貌Fig.5 TEM morphologies of the tested steel after heat treatment at 830 ℃ (a～d) and 910 ℃ (e～h)

2.3 熱處理溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖6和表3分別為不同溫度熱處理試驗(yàn)鋼拉伸變形后的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線及性能?？梢钥闯觯?760 ℃處理的鋼存在明顯的屈服平臺(tái)，而在830 ℃及以上溫度處理的試驗(yàn)鋼呈連續(xù)屈服的特點(diǎn)。在文獻(xiàn)[14]中也觀察到了類似現(xiàn)象。通常將屈服平臺(tái)的出現(xiàn)歸因于可動(dòng)位錯(cuò)密度的降低，熱處理溫度低，奧氏體含量較少，則游離碳多，釘扎位錯(cuò)從而導(dǎo)致屈服平臺(tái)的出現(xiàn)。而文獻(xiàn)[15]也表明，從較高溫度水淬后，位錯(cuò)本身也易于攀移，所以導(dǎo)致可動(dòng)位錯(cuò)密度升高。這說明了830 ℃及以上溫度水淬后，試驗(yàn)鋼的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線中未出現(xiàn)屈服平臺(tái)的原因。

圖6 經(jīng)不同溫度熱處理的試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress- engineering strain curves of the tested steel after heat treatment at different temperatures

表3 不同溫度熱處理試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the tested steelafter heat treatment at different temperatures

從表3中可以看出，當(dāng)熱處理溫度從760 ℃升高至830 ℃后，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，而斷后伸長(zhǎng)率增加。結(jié)合表2可以看出，隨著熱處理溫度的升高，奧氏體含量增加，奧氏體內(nèi)固溶碳含量下降，固溶強(qiáng)化作用減小，從而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降，斷后伸長(zhǎng)率增加。

而當(dāng)熱處理溫度從830 ℃升高至950 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低，斷后伸長(zhǎng)率也隨之降低。由圖4可知，奧氏體平均晶粒尺寸從830 ℃的2.7 μm增加到910 ℃鋼的3.4 μm，最后增加至950 ℃的6.9 μm，即隨著熱處理溫度的升高，晶粒不斷粗化。由H- P公式可知，晶粒越小，強(qiáng)度越高；同時(shí)晶粒越細(xì)，單位體積內(nèi)的晶粒越多，形變時(shí)同樣的形變量可以分散至更多晶粒中，產(chǎn)生更加均勻的形變而不會(huì)造成局部應(yīng)力過度集中，從而提高了鋼的斷后伸長(zhǎng)率。從圖5(b、f)可以看出，與830 ℃處理的鋼相比，910 ℃處理的鋼經(jīng)拉伸變形后組織中形成了更多的微帶，這可能是由于奧氏體晶粒粗化所導(dǎo)致的[16]。但微帶數(shù)量的增加對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的改善作用不大。從圖5可以看出，830 ℃處理的鋼在拉伸過程中產(chǎn)生了細(xì)小的機(jī)械孿晶，而機(jī)械孿晶的出現(xiàn)分割了奧氏體晶粒，增加了晶界數(shù)量，阻止了位錯(cuò)的繼續(xù)滑移，從而導(dǎo)致位錯(cuò)塞積，使其難以繼續(xù)發(fā)生變形，變形區(qū)域轉(zhuǎn)移至其他應(yīng)變較低的區(qū)域，故推遲了頸縮的生成，明顯提高了830 ℃處理試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率。因此，830 ℃處理的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能最優(yōu)，其強(qiáng)塑積可達(dá)40 929 MPa·%。而760 ℃處理的鋼在拉伸后并未觀察到機(jī)械孿晶的出現(xiàn)，因此該鋼的斷后伸長(zhǎng)率明顯低于830 ℃處理的鋼。

3 結(jié)論

(1)輕質(zhì)中錳鋼經(jīng)760、830、910和950 ℃保溫10 min水淬后，其組織均由奧氏體和鐵素體組成。

(2)830 ℃熱處理的試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能最佳，其斷后伸長(zhǎng)率為47%，抗拉強(qiáng)度為863 MPa，強(qiáng)塑積達(dá)到40 929 MPa·%。當(dāng)熱處理溫度降低至760 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼組織中奧氏體含量減少，導(dǎo)致奧氏體中固溶碳含量增加，鋼的抗拉強(qiáng)度升高，且鋼中無(wú)機(jī)械孿晶形成，斷后伸長(zhǎng)率降低。而當(dāng)溫度升高至910～950 ℃時(shí)，晶粒和機(jī)械孿晶的尺寸均增大，奧氏體含量增加，其斷后伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度均降低。

(3)試驗(yàn)鋼在拉伸變形過程中，其強(qiáng)化機(jī)制以孿晶誘發(fā)塑性和微帶誘發(fā)塑性為主。