(1. 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 遼寧 沈陽(yáng) 110819；2. 東北大學(xué) 遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 遼寧 沈陽(yáng) 110819)

近年來(lái)，高強(qiáng)汽車鋼發(fā)展迅速，在汽車輕量化及安全性方面發(fā)揮著重要的作用。第一代汽車鋼強(qiáng)塑積較低，第二代汽車鋼中添加較多合金元素，導(dǎo)致成本增加，第三代汽車鋼在成本不顯著增加的情況下，獲得了良好的綜合力學(xué)性能及優(yōu)良的成形性能。其中，中錳鋼作為第三代高強(qiáng)鋼的典型代表，受到了廣泛的關(guān)注。

C是奧氏體穩(wěn)定化元素。在變形過(guò)程中，具有穩(wěn)定性的奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)，起到釋放應(yīng)力集中、推遲頸縮的作用，使冷軋中錳鋼具有更好的強(qiáng)塑性[1]。目前國(guó)內(nèi)外對(duì)于合金元素對(duì)中錳鋼的微觀組織、力學(xué)性能影響的研究已很廣泛，但其研究通常集中在Mn含量的影響[2-6]?，F(xiàn)有的對(duì)于中錳鋼中C含量的相關(guān)研究，其成分范圍度較寬(0.05%～0.40%)，且常包含其他元素的影響[7-8]，關(guān)于C對(duì)中錳鋼各相中元素的配分行為及對(duì)中錳鋼組織性能的影響尚缺乏系統(tǒng)性的研究。

本文以不同C含量的冷軋中錳鋼Fe-6Mn-1Al為研究對(duì)象，探究C含量的變化對(duì)退火后冷軋中錳鋼微觀組織及力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步提高中錳鋼綜合性能提供理論基礎(chǔ)和試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)采用50 kg真空感應(yīng)爐進(jìn)行熔煉，試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分如表1所示。將鑄錠加熱到1200 ℃保溫2 h 后開(kāi)鍛，終鍛溫度為 800 ℃，鍛造成截面尺寸為30 mm×100 mm的鍛坯。將鍛件加熱至1200 ℃保溫2 h 進(jìn)行熱軋，開(kāi)軋溫度1150 ℃，經(jīng)6道次從30 mm 厚熱軋至2.5 mm，終軋溫度為 900 ℃，軋后空冷至室溫。熱軋板經(jīng)酸洗后退火，經(jīng)6道次冷軋至1 mm厚，冷軋后進(jìn)行最優(yōu)工藝下的退火處理。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖2 退火溫度對(duì)冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響(a)抗拉強(qiáng)度;(b)伸長(zhǎng)率;(c)強(qiáng)塑積Fig.2 Effect of annealing temperature on mechanical properties of the cold-rolled tested steels(a) tensile strength; (b) elongation; (c) product of tensile strength and elongation

將試驗(yàn)鋼加工成如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸樣，對(duì)其進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)在MTS美特斯CMT5303電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。

圖1 試驗(yàn)鋼拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen size of the tested steel

為觀察試驗(yàn)鋼的微觀組織，將試樣用砂紙打磨后進(jìn)行電解拋光，電解液主要成分為6%的高氯酸+91%的酒精+3%的水(體積分?jǐn)?shù))。本試驗(yàn)采用掃描電鏡(FE.SEM, ULTRA PLUS, ZEISS, Germany)對(duì)熱處理后試驗(yàn)鋼的組織進(jìn)行觀察。利用電子探針顯微分析儀(EPMA，JXA.8530F，JEOL，Japan)觀察C元素和Mn元素的分布。利用D/Max.2550 X射線衍射儀測(cè)定試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)，步進(jìn)掃描速度為2°/min，測(cè)量范圍為40°～100°。利用式(1)對(duì)試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體量進(jìn)行計(jì)算[9]：

(1)

式中：Vγ為奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體晶面衍射峰的積分強(qiáng)度；Iα為鐵素體晶面衍射峰的積分強(qiáng)度；N為奧氏體晶面衍射峰數(shù)量；M為鐵素體晶面衍射峰數(shù)量；Rγ為奧氏體晶面衍射峰的標(biāo)準(zhǔn)化常數(shù)；Rα為鐵素體晶面衍射峰的標(biāo)準(zhǔn)化常數(shù)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)鋼熱處理制度的確定

為探究試驗(yàn)鋼最佳的退火溫度，將3種冷軋?jiān)囼?yàn)鋼分別在600、630、660及690 ℃下進(jìn)行退火并保溫60 min。由圖2(a)可以看出，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨退火溫度的升高逐漸增加；如圖2(b)所示，不同C含量試驗(yàn)鋼的伸長(zhǎng)率均隨退火溫度的升高呈先增加后降低的趨勢(shì)；圖2(c)中，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積均隨退火溫度的升高呈現(xiàn)先增后減的趨勢(shì)，并在660 ℃達(dá)到最大值，這表明試驗(yàn)鋼在660 ℃具有最佳的綜合性能，因此，本試驗(yàn)選取的退火溫度為660 ℃。

圖3 不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼660 ℃退火后的EBSD圖像(a～c)及晶粒尺寸分布(d,e)(a)0.06%C；(b)0.15%C；(c)0.30%C；(d)鐵素體晶粒尺寸；(e)奧氏體晶粒尺寸Fig.3 EBSD images(a-c) and grain size distribution(d,e) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents(a) 0.06%C; (b) 0.15%C; (c) 0.30%C; (d) ferrite grain size; (e) austenite grain size

2.2 C含量對(duì)中錳鋼組織的影響

圖3為不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼在660 ℃退火后的顯微組織，其顯微組織均由奧氏體和鐵素體兩相構(gòu)成，其中紅色等軸組織為鐵素體，藍(lán)色等軸組織為奧氏體。比較圖3(a～c)可以看出，隨著C含量的增加，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，鐵素體體積分?jǐn)?shù)減少。統(tǒng)計(jì)得到的晶粒尺寸如圖3(d，e)所示，可以看出隨著C含量的增加，整體上，奧氏體晶粒尺寸是增加的，而鐵素體的晶粒尺寸是減小的。

圖4為不同C含量試驗(yàn)鋼在660 ℃退火后的XRD圖譜(見(jiàn)圖4(a))和殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)(見(jiàn)圖4(b))，不同C含量試驗(yàn)鋼中的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為19.34%、26.49%和38.70%。由此可知，隨著C含量的增加，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，這與EBSD圖像觀察到的顯微組織變化趨勢(shì)相一致。

圖4 不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼660 ℃退火后的XRD圖譜(a)及殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)(b)Fig.4 XRD patterns(a) and retained austenite volume fraction(b) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

圖5 不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼660 ℃退火后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和奧氏體轉(zhuǎn)化率(b)Fig.5 Engineering stress-strain curves(a) and austenite transformation rate(b) of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

2.3 C含量對(duì)中錳鋼力學(xué)性能的影響

不同C含量的冷軋?jiān)囼?yàn)鋼在660 ℃退火后進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)得到的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線如圖5(a)所示。從圖5(a)可以看出，隨著C含量的增加，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度從866 MPa增加到了1124 MPa，屈服強(qiáng)度由782 MPa增加到1029 MPa，伸長(zhǎng)率由32.3%增加到了45.7%，強(qiáng)塑積分別為28.0、36.1和51.4 GPa·%。試驗(yàn)結(jié)果說(shuō)明0.30C試驗(yàn)鋼具有最優(yōu)的綜合力學(xué)性能，強(qiáng)度和塑性達(dá)到了更好的配合。由圖5(b)可知，不同C含量試驗(yàn)鋼的奧氏體轉(zhuǎn)化率分別為79.37%、80.67%和83.82%。隨著C含量的增加，更高C含量的試驗(yàn)鋼在變形過(guò)程中有更多的奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，奧氏體轉(zhuǎn)化率隨C含量的增加而升高。

由拉伸試驗(yàn)結(jié)果可知，隨著試驗(yàn)鋼中C含量的增加，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到了提高，這是由于發(fā)生了更明顯的TRIP效應(yīng)，與奧氏體穩(wěn)定性有關(guān)[9-10]。本文用奧氏體力學(xué)穩(wěn)定性k值來(lái)分析奧氏體的穩(wěn)定性，由式(2)計(jì)算[11]：

fγ=fγ0exp(-kε)

(2)

式中：fγ0為初始奧氏體體積分?jǐn)?shù)；fγ為變形量為ε時(shí)的奧氏體體積分?jǐn)?shù)；k為奧氏體的穩(wěn)定性。測(cè)得的變形過(guò)程中奧氏體體積分?jǐn)?shù)的變化及計(jì)算得到的k值如圖6所示。3種試驗(yàn)鋼的k值分別為4.22、3.92和3.68。k值增加，馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力增大，奧氏體穩(wěn)定性相對(duì)較低。由計(jì)算結(jié)果可以看出，隨著C含量的增加，奧氏體具有更高的穩(wěn)定性[12-13]。

圖6 660 ℃退火后不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼中奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨真應(yīng)變的變化Fig.6 Variation of austenite volume fraction with true strain of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

2.4 中錳鋼應(yīng)變硬化能力分析

圖7 不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼660 ℃退火后的應(yīng)變硬化速率(a)和鐵素體中的位錯(cuò)密度(b)隨真應(yīng)變的變化Fig.7 Variation of strain hardening rate(a) and dislocation density in ferrite(b) with true strain of the cold-rolled tested steel annealed at 660 ℃ with different C contents

通過(guò)分析試驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化行為以進(jìn)一步明確組織與強(qiáng)化機(jī)制的關(guān)系。如圖7(a)所示，3種冷軋?jiān)囼?yàn)鋼在660 ℃退火后的應(yīng)變硬化曲線變化趨勢(shì)基本一致，主要分3個(gè)階段，第一階段為快速下降階段，主要為鐵素體和奧氏體的變形；第二階段為一個(gè)較平穩(wěn)略上升的階段；第三階段仍然是一個(gè)快速下降的階段，此階段主要為鐵素體和馬氏體的協(xié)調(diào)變形。其中，可以看出0.30C試驗(yàn)鋼第二階段持續(xù)時(shí)間更長(zhǎng)，這是因?yàn)?.30C 試驗(yàn)鋼奧氏體具有更高的穩(wěn)定性，變形期間馬氏體相變速度適中，且相變的持續(xù)時(shí)間更長(zhǎng)，因此0.30C試驗(yàn)鋼在這一階段具有更強(qiáng)的應(yīng)變硬化能力[14-15]。因?yàn)镃含量的增加而使試驗(yàn)鋼可在更寬的應(yīng)變范圍內(nèi)持續(xù)提供加工硬化，起到了推遲裂紋產(chǎn)生、緩解局部變形的作用，因此試驗(yàn)鋼的伸長(zhǎng)率也隨C含量的增加而增加。

由圖7(a)還可以觀察到，在真應(yīng)變?yōu)?.2左右時(shí)，0.30C試驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化能力有明顯增強(qiáng)，原因由圖7(b)的分析可知，0.06C和0.15C試驗(yàn)鋼中位錯(cuò)密度變化較平緩，而0.30C試驗(yàn)鋼中鐵素體的位錯(cuò)密度在真應(yīng)變?yōu)?.2左右時(shí)急劇增加，由2.86×1015m-2增加至6.18×1015m-2，這是由于C含量的增加，誘發(fā)了更明顯的TRIP效應(yīng)，促進(jìn)了奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，生成的馬氏體引起體積膨脹，擠壓周圍鐵素體，使鐵素體中位錯(cuò)密度增加，起到了增強(qiáng)應(yīng)變硬化能力的作用[16]。因此，更為明顯的TRIP效應(yīng)以及較高的應(yīng)變硬化能力有效地提高了0.30C試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能。

2.5 中錳鋼中C、Mn元素的配分

為進(jìn)一步探究奧氏體穩(wěn)定性隨C含量變化的原因，進(jìn)行了電子探針試驗(yàn)，圖8為不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼在660 ℃退火后的掃描電鏡組織及對(duì)應(yīng)的C、Mn元素分布，可以看出奧氏體(凹陷組織) 中的C含量較高，而鐵素體(凸出組織)中的C含量較低，Mn元素的分布規(guī)律與C元素基本一致。由表2中統(tǒng)計(jì)得到的C和Mn元素的平均濃度及各濃度范圍，再結(jié)合圖8中C、Mn元素分布可知，隨著試驗(yàn)鋼中C含量的增加，各試驗(yàn)鋼奧氏體中C含量不斷增加，而Mn含量變化不大。由前面試驗(yàn)結(jié)論可知，C含量的增加會(huì)導(dǎo)致奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加，由于Mn的總量不變，因此單位體積奧氏體中的Mn含量應(yīng)該下降，但此處并沒(méi)有下降，說(shuō)明有更多的Mn向奧氏體配分。C、Mn作為奧氏體穩(wěn)定性元素，其含量越高，奧氏體穩(wěn)定性就越強(qiáng)[17-18]，由試驗(yàn)結(jié)果可以看出，0.30C試驗(yàn)鋼的奧氏體中富集了更多的C、Mn元素，這使得奧氏體具有更高的穩(wěn)定性，因此0.30C試驗(yàn)鋼具有最佳的綜合力學(xué)性能。

圖8 660 ℃退火后0.06C鋼(a～c)、0.15C鋼(d～f)和0.30C鋼(g～i)的SEM照片及相應(yīng)的C、Mn濃度分布(a，d，g)SEM照片；(b，e，h)C濃度分布；(c，f，i)Mn濃度分布Fig.8 SEM images and corresponding C and Mn concentration distribution of the 0.06C steel(a-c), 0.15C steel(d-f) and 0.30C steel(g-i) annealed at 660 ℃(a,d,g) SEM images; (b,e,h) C concentration distribution; (c,f,i) Mn concentration distribution

表2 不同C含量冷軋?jiān)囼?yàn)鋼660 ℃退火后奧氏體中C和Mn元素的平均濃度及各濃度范圍占比(%)

3 結(jié)論

1) 不同C含量試驗(yàn)鋼在660 ℃保溫60 min后均為奧氏體+鐵素體的雙相組織。隨著C含量的增加，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率均增加。當(dāng)C含量由0.06%增加至0.30%，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積由28.0 GPa·% 增加到51.4 GPa·%。

2) 隨著C含量的增加，660 ℃退火后的冷軋?jiān)囼?yàn)鋼的奧氏體體積分?jǐn)?shù)由19.34%增加至38.70%，同時(shí)試驗(yàn)鋼的奧氏體穩(wěn)定性提高，使C含量更高的試驗(yàn)鋼能夠在更寬的應(yīng)變范圍內(nèi)發(fā)生馬氏體相變，促進(jìn)了TRIP效應(yīng)，從而提高了試驗(yàn)鋼的加工硬化能力。

3) 660 ℃退火后冷軋?jiān)囼?yàn)鋼中奧氏體的穩(wěn)定性隨C含量的增加而增加的原因與C、Mn元素的配分有關(guān)。隨著試驗(yàn)鋼C含量的增加，更多的C、Mn在退火過(guò)程中向奧氏體中配分，使奧氏體中的C、Mn濃度升高。奧氏體中較高含量的C、Mn使得奧氏體具有更高的穩(wěn)定性。