楊洪宇 于家英 何燕霖 李 麟

（上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444）

近年來(lái)，隨著汽車(chē)輕量化的發(fā)展，中錳輕質(zhì)鋼由于其良好的力學(xué)性能和顯著的減重效果而受到人們廣泛的關(guān)注［1-3］。相關(guān)研究表明，具有鐵素體和奧氏體雙相組織的中錳鋼在變形過(guò)程中，奧氏體會(huì)發(fā)生相變誘發(fā)塑性（transformation induced plasticity，TRIP）、孿晶誘發(fā)塑性（twinning induced plasticity，TWIP）和微帶誘發(fā)塑性（microbandinduced plasticity，MBIP）等變形機(jī)制［5-7］，從而使中錳鋼具有優(yōu)良的強(qiáng)度和塑性匹配，其強(qiáng)塑積超過(guò)30 000 MPa·%，達(dá)到了第3代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的性能要求。同時(shí)研究表明，每添加1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的鋁，鋼的密度降低 0.101 g／cm3，可減重約1.3%［8］，從而達(dá)到輕量化目的。為此，本文設(shè)計(jì)了3種不同成分的含鋁中錳輕質(zhì)鋼，分別對(duì)其進(jìn)行了不同變形量的拉伸試驗(yàn)，研究了鋼的組織、性能、變形機(jī)制及其影響因素，以期為中錳輕質(zhì)鋼的成分設(shè)計(jì)和工藝提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼在真空感應(yīng)爐內(nèi)冶煉，其化學(xué)成分如表1所示，分別編為1號(hào)、2號(hào)和3號(hào)。冶煉時(shí)向爐內(nèi)通入氬氣保護(hù)，冶煉后經(jīng)模鑄獲得100 kg鑄錠。將鑄錠進(jìn)行熱軋，經(jīng)4道次軋制成3.5 mm熱軋板，開(kāi)軋溫度為1 050℃，終軋溫度為900℃。然后將熱軋板在650℃保溫1 h進(jìn)行去應(yīng)力退火，隨后進(jìn)行冷軋，目標(biāo)厚度1.2 mm。最后將冷軋后的鋼板在鹽浴爐中進(jìn)行熱處理。其中1號(hào)鋼先在850℃退火50 s，然后在400℃保溫3 min隨后空冷至室溫；2號(hào)鋼在850℃保溫5 min，3號(hào)鋼在830℃保溫10 min后水淬。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical compositions of the experimental steels（mass fraction） %

室溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)在MTS E43.504電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變速率為10-3s-1，按照GB／T 228.1—2010沿鋼板軋制方向線(xiàn)切割加工拉伸試樣，試樣形狀和尺寸如圖1所示。為研究試驗(yàn)鋼在不同變形量下的拉伸變形行為，分別將試樣拉伸至10%、20%、30%變形量，然后在最大變形量處截取長(zhǎng)6 mm的試樣，試樣拉斷后，在距斷口6 mm處取樣作金相分析。

圖1 準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Dimension of quasi-static tensile specimen

試樣經(jīng)打磨、拋光后，用10%（體積分?jǐn)?shù)，下同）的硝酸酒精溶液腐蝕，然后分別在Leica DM 2700M光學(xué)顯微鏡和Hitachi S-570掃描電子顯微鏡下觀(guān)察試樣的顯微組織。X射線(xiàn)衍射試樣經(jīng)打磨后，在以1∶4的體積分?jǐn)?shù)配比的高氯酸與冰醋酸溶液中進(jìn)行電解拋光，然后利用D＼max-2200 X射線(xiàn)衍射儀分析鋼中相組成。透射電鏡試樣先預(yù)磨成約50μm厚的薄片，并用沖孔器將薄片沖成直徑為3 mm的小圓片，然后采用5%高氯酸酒精電解液在Struers Tenupol-5雙噴儀上進(jìn)行雙噴減薄制樣，最后使用JEM-2010F場(chǎng)發(fā)射透射電鏡觀(guān)察試樣的精細(xì)結(jié)構(gòu)，加速電壓為200 kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖2和圖3分別為試驗(yàn)鋼在光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡下的顯微組織形貌。在光學(xué)顯微鏡下，3種中錳輕質(zhì)鋼中的白色組織為鐵素體，深色組織為奧氏體。在掃描電子顯微鏡下，灰黑色凹陷部位為鐵素體，灰白色凸起部位為奧氏體。進(jìn)一步比較發(fā)現(xiàn)，1號(hào)鋼中少量奧氏體呈島狀凸起分布在鐵素體基體中，2號(hào)鋼中奧氏體和鐵素體呈條帶狀交替平行分布，3號(hào)鋼由奧氏體基體和少量的鐵素體組成。圖4為試驗(yàn)鋼的X射線(xiàn)衍射圖譜，經(jīng)計(jì)算得出3種試驗(yàn)鋼中奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為17.6%、55.1%和73.4%。

2.2 力學(xué)性能

圖5為3種試驗(yàn)鋼在準(zhǔn)靜態(tài)條件下的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)，其力學(xué)性能見(jiàn)表2?？梢?jiàn)，3種試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能優(yōu)良，其強(qiáng)塑積均超過(guò)30 000 MPa·%。其中2號(hào)鋼的斷后伸長(zhǎng)率最高，達(dá)到45.2%，3號(hào)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最高，分別為655.8和886.1 MPa。圖6為3種試驗(yàn)鋼的斷口形貌，可見(jiàn)鋼中的等軸韌窩特性明顯，斷裂形式均為典型的微孔聚集型延性斷裂。

圖2 試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the experimental steels

圖3 試驗(yàn)鋼的SEM組織Fig.3 SEM structures of the experimental steels

圖4 試驗(yàn)鋼的X射線(xiàn)衍射圖Fig.4 XRD patterns of the experimental steels

圖5 試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.5 Engineering stress-engineering strain curves of the experimental steels

表2 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the experimental steels

2.3 變形量

圖7和圖8分別為不同變形量試驗(yàn)鋼的X射線(xiàn)衍射圖譜和奧氏體含量（體積分?jǐn)?shù)）。隨著變形量的增加，1號(hào)和2號(hào)鋼中奧氏體含量下降，說(shuō)明在變形過(guò)程中奧氏體發(fā)生了轉(zhuǎn)變。

圖6 試驗(yàn)鋼的斷口形貌Fig.6 Fracturemorphologies of the experimental steels

1號(hào)鋼中奧氏體含量隨著變形量的增加而緩慢下降，說(shuō)明奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變是漸進(jìn)式的。2號(hào)鋼中也發(fā)生了奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變，但這種轉(zhuǎn)變顯著發(fā)生在變形量10% ～30%之間，更傾向于應(yīng)變誘發(fā)的瞬時(shí)轉(zhuǎn)變。3號(hào)鋼中奧氏體含量隨著變形量的增加變化不大，說(shuō)明其在變形過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生相變。這是由于試驗(yàn)鋼的變形機(jī)制主要受堆垛層錯(cuò)能影響［8］，合金元素含量的增加會(huì)提高其堆垛層錯(cuò)能，使變形機(jī)制從應(yīng)變誘發(fā)相變轉(zhuǎn)變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)孿晶和位錯(cuò)滑移機(jī)制。

圖7 不同變形量試驗(yàn)鋼的X射線(xiàn)衍射圖譜Fig.7 XRD patterns of the experimental steelswith different deformation amounts

圖8 變形量對(duì)試驗(yàn)鋼中奧氏體含量的影響Fig.8 Effect of deformation amounts on austenits content for the experimental steels

為了進(jìn)一步探究中錳輕質(zhì)鋼在拉伸初期的變形行為，對(duì)變形量為10%的試驗(yàn)鋼進(jìn)行透射電鏡觀(guān)察，結(jié)果如圖9～圖11所示。從圖9中可以看出，1號(hào)鋼中奧氏體內(nèi)存在大量位錯(cuò)，在奧氏體晶粒內(nèi)觀(guān)察到了α’馬氏體，說(shuō)明在變形過(guò)程中發(fā)生了γ奧氏體向α’馬氏體的轉(zhuǎn)變。漸進(jìn)式的γ→α’轉(zhuǎn)變能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使局部產(chǎn)生強(qiáng)化，推遲頸縮產(chǎn)生，提高了鋼的塑性。

圖9 1號(hào)鋼中奧氏體和α’馬氏體形貌Fig.9 Morphologies of austenite andα’-martensite in the steel No.1

從圖10可以看出，在變形量為10%的2號(hào)鋼中觀(guān)察到了少量的ε馬氏體和形變孿晶。結(jié)合圖8可見(jiàn)，ε馬氏體相變主要發(fā)生在變形量10%～30%范圍內(nèi)。對(duì)于形變孿晶，孿生的發(fā)生首先要滿(mǎn)足晶體的位向條件，要求奧氏體孿生面（111）面在孿生方向上受到足夠大的切應(yīng)力，因此在變形時(shí)首先發(fā)生位錯(cuò)滑移［9］，如圖11所示。隨著拉伸變形的進(jìn)行，局部的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，應(yīng)力達(dá)到誘發(fā)孿生所需的切應(yīng)力，開(kāi)始形成形變孿晶，因此2號(hào)鋼的塑性最好。

圖10 2號(hào)鋼中ε馬氏體和形變孿晶形貌Fig.10 Morphologies ofε-martensite and deformation twins in the steel No.2

圖11 2號(hào)鋼中的位錯(cuò)滑移Fig.11 Dislocation slip in the steel No.2

從圖12可以看出，在變形量為10%的3號(hào)鋼中觀(guān)察到了少量形變孿晶，說(shuō)明3號(hào)鋼在變形過(guò)程中也發(fā)生了TWIP效應(yīng)，從而使其塑性?xún)?yōu)于1號(hào)鋼。同時(shí)，在奧氏體中還觀(guān)察到了位錯(cuò)滑移和高密度位錯(cuò)墻。有研究指出［10-11］，高密度位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有阻礙作用，可產(chǎn)生加工硬化。因此，3號(hào)鋼中的高密度位錯(cuò)墻可能是其強(qiáng)度較高的原因之一。

圖12 3號(hào)鋼中的形變孿晶、高密度位錯(cuò)墻和位錯(cuò)滑移Fig.12 Deformation twins，high-density dislocation walls and dislocation slip in the steel No.3

3 結(jié)論

（1）3種中錳輕質(zhì)鋼的顯微組織均由鐵素體和奧氏體兩相組成，1號(hào)、2號(hào)和3號(hào)鋼中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為17.6%、55.1%和73.4%；3種試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能良好，在準(zhǔn)靜態(tài)條件下其強(qiáng)塑積均超過(guò)了30 000 MPa·%。

（2）隨著拉伸變形量的增加，1號(hào)鋼中奧氏體含量逐漸降低，在變形過(guò)程中發(fā)生了γ→α’的漸進(jìn)式轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生了TRIP效應(yīng)；2號(hào)鋼中奧氏體含量在變形量10% ～30%范圍內(nèi)顯著下降，發(fā)生了應(yīng)變誘發(fā)γ→ε馬氏體相變；3號(hào)鋼中沒(méi)有發(fā)生相變，因此變形前后奧氏體含量變化不大。

（3）變形量為10%的2號(hào)和3號(hào)鋼中都出現(xiàn)了形變孿晶，TWIP效應(yīng)是兩者塑性良好的主要原因；3號(hào)鋼中的高密度位錯(cuò)墻可能是其強(qiáng)度較高的原因之一。