霍永濤 戴 偉 何燕霖 李 麟

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

為應(yīng)對(duì)資源短缺、能源危機(jī)、環(huán)境污染等問題，全球汽車行業(yè)對(duì)節(jié)能減排提出了迫切的要求，汽車輕量化成為重要的發(fā)展趨勢(shì)[1-2]。據(jù)報(bào)道[3]，若鋼板厚度分別減小0.05、0.10 和0.15 mm，車身質(zhì)量能分別降低6% 、12% 和18% 。但是，對(duì)于汽車的某些關(guān)鍵零部件，如保險(xiǎn)杠、連接車體的縱向橫梁等，減薄無(wú)法滿足結(jié)構(gòu)的剛度要求。研究表明，鋼中鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)每增加1% ，其密度可降低1.3%[4]，因此，為了實(shí)現(xiàn)汽車輕量化，含鋁輕質(zhì)鋼的研發(fā)受到廣泛關(guān)注。

Frommeyer等[5]對(duì)成分體系為Fe-（26 ～ 28）Mn-（10 ～12）Al-（1.0 ～1.2）C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/% ，下同）的輕質(zhì)高錳鋼的研究表明，固溶處理后試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度為875 MPa，由于奧氏體基體的均勻剪切變形其斷后伸長(zhǎng)率可達(dá)58% 。Yoo等[6]對(duì)成分為Fe-28Mn-9Al-0.8C的輕質(zhì)高錳鋼的研究表明，由于變形誘發(fā)微帶的形成和交割作用，該鋼獲得了約840 MPa的抗拉強(qiáng)度和接近100% 的斷后伸長(zhǎng)率。Hwang等[7]研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-20Mn-9Al-0.6C鋼冷軋后在800～1 100℃固溶處理，由于奧氏體基體受位錯(cuò)滑移機(jī)制的作用，鋼的抗拉強(qiáng)度高于800 MPa，斷后伸長(zhǎng)率大于45% 。但目前對(duì)于抗拉強(qiáng)度為900 MPa左右的輕質(zhì)鋼的研究報(bào)道并不多見。Sutou等[8]研究Fe-20Mn-10Al-（1.0，1.2，1.5）C 鋼發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過1% 時(shí)可獲得1 251 MPa的抗拉強(qiáng)度，但斷后伸長(zhǎng)率僅為17% 。顯然，該塑性指標(biāo)并不理想，而且碳含量過高不利于鋼的推廣應(yīng)用。

基于此，本文對(duì)經(jīng)不同溫度固溶處理的18Mn-7Al-0.6C輕質(zhì)鋼的組織和力學(xué)性能展開研究，并結(jié)合層錯(cuò)能的熱力學(xué)計(jì)算，分析其變形行為，以期為高性能輕質(zhì)鋼的研發(fā)提供理論參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用25 kg真空感應(yīng)爐熔煉試驗(yàn)鋼鑄錠，而后將38 mm厚的鋼錠在1 150℃熱軋至3.8 mm厚，鋼板經(jīng)酸洗、打磨去除表面氧化皮后再冷軋至1.8 mm厚。試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1所示。對(duì)其進(jìn)行650、750、800、850、900、1 050 ℃分別保溫6 min后水冷的固溶處理。

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

根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，沿鋼板軋向切取標(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，然后在WANCE ETM504C型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，應(yīng)變速率為1×10－3s－1，拉伸性能結(jié)果取3個(gè)試樣的平均值。從拉伸試樣夾持端切取尺寸為10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)機(jī)械磨拋后用體積分?jǐn)?shù)為10% 的硝酸酒精溶液腐蝕。采用Zeiss sigma300型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）及配帶的能譜儀（energy dispersive spectrometer，EDS）觀察顯微組織并分析元素含量；采用WILSON VH1102型自動(dòng)顯微硬度儀測(cè)定組織中相的硬度；采用高氯酸與冰醋酸體積比為1∶4的電解拋光液對(duì)試樣進(jìn)行電解拋光，利用DLMAX-2550型X射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）測(cè)定鋼的相結(jié)構(gòu)，采用銅靶，Kα 射線，掃描速率為2 （°）/min，步長(zhǎng)為0.02°，掃描角度2θ為40°～100°；采用Struers Tenupol-5型電解雙噴減薄儀對(duì)厚度為40～60 μm、直徑為3 mm的試樣進(jìn)行減薄，而后采用加速電壓為200 kV的JEM-2010F型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡（transmisson electron microscope，TEM）觀察鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu)。

奧氏體體積分?jǐn)?shù)采用經(jīng)驗(yàn)公式（1）進(jìn)行計(jì)算：

式中：Iγ和Iα分別為奧氏體峰和鐵素體峰的積分強(qiáng)度，利用（200）α、（211）α、（200）γ、（220）γ和（311）γ峰確定衍射峰強(qiáng)度，然后用直接對(duì)比法計(jì)算奧氏體體積分?jǐn)?shù)。

由于成分中硅含量較低且其密度小于鋁，采用經(jīng)驗(yàn)公式（2）估算試驗(yàn)鋼的密度[9-10]：

計(jì)算表明，試驗(yàn)鋼的密度為7.0 g/cm3，比普通高強(qiáng)鋼的密度（7.85 g/cm3）約低10.3% 。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

試驗(yàn)鋼板經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織和XRD圖譜分別如圖1和圖2所示?？梢钥闯?，試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度固溶處理后的組織均由δ-鐵素體和奧氏體組成。此外，由表2可知，隨著固溶處理溫度的升高，奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸升高，鐵素體體積分?jǐn)?shù)逐漸降低。

圖1 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度固溶處理后的SEM形貌Fig.1 SEM micrographs of the experimental steels solution treated at different temperatures

圖2 試驗(yàn)鋼不同溫度固溶處理后的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the experimental steels solution treated at different temperatures

表2 不同溫度固溶處理后鋼中奧氏體和鐵素體的體積分?jǐn)?shù)Table 2 Volume fractions of austenite and ferrite in the steel solution treated at different temperatures %

當(dāng)固溶溫度低于850℃時(shí)，組織中δ-鐵素體呈條帶狀分布；固溶溫度升高到900℃時(shí)，條帶狀δ-鐵素體開始逐漸破碎分解成竹節(jié)狀或不連續(xù)的島狀。固溶溫度繼續(xù)升高，奧氏體晶粒中出現(xiàn)退火孿晶，達(dá)到1 050℃時(shí)，奧氏體晶粒明顯長(zhǎng)大，退火孿晶晶粒尺寸相應(yīng)增大，而δ-鐵素體尺寸顯著減小。

2.2 力學(xué)性能

經(jīng)不同溫度固溶處理后試驗(yàn)鋼的室溫拉伸性能如表3所示，其工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線如圖3所示?？梢钥闯?，隨著固溶溫度的升高，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度下降，斷后伸長(zhǎng)率上升，強(qiáng)塑積先升高后降低。850℃固溶處理的鋼的抗拉強(qiáng)度為947 MPa，強(qiáng)塑積達(dá)到最大值，為36.1 GPa·% ；1 050℃固溶處理的鋼的斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到最大值，為40.6% ，但抗拉強(qiáng)度降低至846 MPa。

圖3 不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.3 Engineering stress-engineering strain curves of the experimental steel solution treated at different temperatures

圖4為經(jīng)不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼中各相的顯微硬度?？梢钥闯觯?鐵素體的硬度始終高于奧氏體，隨著固溶溫度的升高，其硬度下降幅度大于奧氏體。

表3 不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼的室溫拉伸性能Table 3 Tensile properties at room temperature of the experimental steel solution treated at different temperatures

圖4 不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼各相顯微硬度Fig.4 Microhardness of each phase in the experimental steel solution treated at different temperatures

3 分析與討論

采用Thermo-Calc軟件及其附帶的TCFE9數(shù)據(jù)庫(kù)，計(jì)算了試驗(yàn)鋼中平衡相質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨溫度的變化，如圖5所示?？梢钥闯?，在750～1 050℃溫度范圍內(nèi)，奧氏體是平衡相，約1 100℃以上會(huì)形成δ-鐵素體，低于700℃時(shí)，κ-碳化物是平衡析出相。由此可認(rèn)為，試驗(yàn)鋼中δ-鐵素體是前期制備過程中遺留的，并不是熱力學(xué)穩(wěn)定相，所以其質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨固溶溫度的升高而顯著減少。而在650℃時(shí)，κ-碳化物雖是熱力學(xué)穩(wěn)定相，但由于其含量很少，并未觀察到該相。

圖5 試驗(yàn)鋼中平衡相質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨溫度的變化Fig.5 Variation of mass fraction of equilibrium phases in the experimental steel with temperature

前期研究表明[10-11]，奧氏體的層錯(cuò)能對(duì)輕質(zhì)高錳鋼的變形行為有重要影響。一般認(rèn)為，當(dāng)奧氏體層錯(cuò)能小于20 mJ/m2時(shí)，變形過程中會(huì)產(chǎn)生相變誘發(fā)塑性（transformation-induced plasticity，TRIP）效應(yīng)；當(dāng)層錯(cuò)能大于20 mJ/m2且小于55 mJ/m2時(shí)，會(huì)產(chǎn)生孿晶誘發(fā)塑性（twinning-induced plasticity，TWIP）效應(yīng)；而當(dāng)層錯(cuò)能大于55 mJ/m2時(shí)，則會(huì)產(chǎn)生位錯(cuò)平面滑移、剪切帶誘導(dǎo)塑性或者微帶誘導(dǎo)塑性等效應(yīng)，從而呈現(xiàn)不同的強(qiáng)度和塑性[11-12]。本文采用修正后的Olsen-Cohen熱力學(xué)模型計(jì)算了試驗(yàn)鋼的層錯(cuò)能[13-16]，計(jì)算公式為：

式中：ρ為｛111｝密排面原子堆積密度；ΔGγ→ε為Gibbs自由能差；σ為γ/ε的相界面自由能。

采用SEM和EDS測(cè)定經(jīng)不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼奧氏體中元素含量，如圖6所示，測(cè)5點(diǎn)取平均值，結(jié)果及其相應(yīng)的層錯(cuò)能計(jì)算結(jié)果如表4所示。其中，碳元素的擴(kuò)散速度較快，固溶處理6 min即可達(dá)到平衡狀態(tài)，因此，其結(jié)果采用平衡碳含量。

圖6 不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼奧氏體的SEM和EDS分析Fig.6 SEM and EDS analysis of austenite in experimental steel solution treated at different temperatures

表4 不同溫度固溶處理的鋼奧氏體中各元素的含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）及層錯(cuò)能Table 4 Contents of elements（mass fraction/% ）and stacking fault energy in austenite of steel solution treated at different temperatures

由表4可知，隨著固溶溫度的升高，奧氏體層錯(cuò)能提高，為55～60 mJ/m2，說明其變形機(jī)制不僅僅為TWIP效應(yīng)。為進(jìn)一步分析試驗(yàn)鋼的變形行為，對(duì)鋼的瞬時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)（n值）隨真應(yīng)變的變化進(jìn)行分析，如圖7所示。可以看出，650℃固溶處理的試驗(yàn)鋼組織由奧氏體和13.75% （體積分?jǐn)?shù)）的δ-鐵素體組成，兩相硬度差別較大（如表2和圖4所示），導(dǎo)致變形不協(xié)調(diào)，易在相間產(chǎn)生裂紋，造成其n值隨真應(yīng)變的增大而迅速下降。在750～900℃固溶處理時(shí)，由于低應(yīng)變階段的臨界應(yīng)力較小，難以產(chǎn)生形變孿晶。位錯(cuò)數(shù)量的增加以及位錯(cuò)之間的交互作用，導(dǎo)致位錯(cuò)纏結(jié)形成高密度位錯(cuò)區(qū)，從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)，造成隨著真應(yīng)變的增加，強(qiáng)化效應(yīng)不斷增強(qiáng)，n值持續(xù)增大。在中高應(yīng)變階段，克服臨界應(yīng)力而產(chǎn)生的形變孿晶不僅可以誘發(fā)塑性，而且孿晶界切割細(xì)化奧氏體晶粒，對(duì)位錯(cuò)的滑移產(chǎn)生阻礙作用，導(dǎo)致在孿晶界周圍出現(xiàn)高密度的位錯(cuò)，此時(shí)，組織中出現(xiàn)由孿晶組成的變形局域化區(qū)域，如圖8所示。從圖7還可以看出，n值-真應(yīng)變曲線出現(xiàn)緩慢增加的平臺(tái)，這是變形過程中位錯(cuò)滑移后產(chǎn)生纏結(jié)導(dǎo)致的硬化與孿晶誘發(fā)塑性導(dǎo)致的軟化共同作用所致。當(dāng)固溶溫度升高到1 050℃時(shí)，奧氏體晶粒明顯增大，退火孿晶和變形孿晶共同作用使n值明顯增大。此外，在鋼中還觀察到少量高密度位錯(cuò)包圍的微帶，如圖9所示，但未出現(xiàn)交割等相互作用現(xiàn)象。

圖7 不同溫度固溶處理的試驗(yàn)鋼的瞬時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)（n值）隨真應(yīng)變的變化Fig.7 Instantaneous strain hardening exponent（n value）as a function of true strain for the experimental steel solution treated at different temperatures

圖8 850℃固溶處理的試驗(yàn)鋼中形變孿晶的TEM分析Fig.8 TEM analysis of deformation twins in the experimental steel solution treated at 850℃

圖9 850℃固溶處理的試驗(yàn)鋼中微帶的TEM分析Fig.9 TEM analysis of microband in the experimental steel solution treated at 850℃

由以上分析可以看出，試驗(yàn)鋼在拉伸載荷作用下，其變形行為受孿晶誘發(fā)塑性和位錯(cuò)平面滑移效應(yīng)的共同作用，在較寬應(yīng)變范圍內(nèi)當(dāng)兩者貢獻(xiàn)相當(dāng)時(shí)，試驗(yàn)鋼具有較好的力學(xué)性能。

4 結(jié)論

（1）經(jīng)650～1 050℃固溶處理后，試驗(yàn)鋼的組織由奧氏體和δ-鐵素體組成，由于δ-鐵素體不是熱力學(xué)穩(wěn)定相，因此隨著固溶溫度的升高，其含量顯著減少，而奧氏體含量逐漸增加，晶粒長(zhǎng)大，出現(xiàn)明顯的退火孿晶。

（2）試驗(yàn)鋼經(jīng)650℃固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到了1 200 MPa以上，而斷后伸長(zhǎng)率僅為14% ，這是由于組織中δ-鐵素體含量較高，而軟相奧氏體與硬相δ-鐵素體之間的變形差異顯著降低了斷后伸長(zhǎng)率；隨著固溶溫度的升高，δ-鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闊崃W(xué)穩(wěn)定的奧氏體，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到900 MPa以上，斷后伸長(zhǎng)率接近40% 。

（3）熱力學(xué)計(jì)算與瞬時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)隨真應(yīng)變的變化分析表明，試驗(yàn)鋼的層錯(cuò)能為55～60 mJ/m2，在外加應(yīng)力作用下產(chǎn)生變形孿晶的同時(shí)其周圍出現(xiàn)了高密度位錯(cuò)區(qū)，在孿晶誘發(fā)塑性和位錯(cuò)平面滑移效應(yīng)的共同作用下，試驗(yàn)鋼具有較好的力學(xué)性能。