霍永濤 戴 偉 何燕霖 李 麟

（上海大學材料科學與工程學院，上海 200444）

為應對資源短缺、能源危機、環(huán)境污染等問題，全球汽車行業(yè)對節(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[1-2]。據(jù)報道[3]，若鋼板厚度分別減小0.05、0.10 和0.15 mm，車身質量能分別降低6% 、12% 和18% 。但是，對于汽車的某些關鍵零部件，如保險杠、連接車體的縱向橫梁等，減薄無法滿足結構的剛度要求。研究表明，鋼中鋁質量分數(shù)每增加1% ，其密度可降低1.3%[4]，因此，為了實現(xiàn)汽車輕量化，含鋁輕質鋼的研發(fā)受到廣泛關注。

Frommeyer等[5]對成分體系為Fe-（26 ～ 28）Mn-（10 ～12）Al-（1.0 ～1.2）C（質量分數(shù)/% ，下同）的輕質高錳鋼的研究表明，固溶處理后試驗鋼的抗拉強度為875 MPa，由于奧氏體基體的均勻剪切變形其斷后伸長率可達58% 。Yoo等[6]對成分為Fe-28Mn-9Al-0.8C的輕質高錳鋼的研究表明，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的抗拉強度和接近100% 的斷后伸長率。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滑移機制的作用，鋼的抗拉強度高于800 MPa，斷后伸長率大于45% 。但目前對于抗拉強度為900 MPa左右的輕質鋼的研究報道并不多見。Sutou等[8]研究Fe-20Mn-10Al-（1.0，1.2，1.5）C 鋼發(fā)現(xiàn)，當鋼中碳質量分數(shù)超過1% 時可獲得1 251 MPa的抗拉強度，但斷后伸長率僅為17% 。顯然，該塑性指標并不理想，而且碳含量過高不利于鋼的推廣應用。

基于此，本文對經(jīng)不同溫度固溶處理的18Mn-7Al-0.6C輕質鋼的組織和力學性能展開研究，并結合層錯能的熱力學計算，分析其變形行為，以期為高性能輕質鋼的研發(fā)提供理論參考。

1 試驗材料與方法

采用25 kg真空感應爐熔煉試驗鋼鑄錠，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。試驗鋼的化學成分如表1所示。對其進行650、750、800、850、900、1 050 ℃分別保溫6 min后水冷的固溶處理。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，沿鋼板軋向切取標距為50 mm的拉伸試樣，然后在WANCE ETM504C型電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，應變速率為1×10－3s－1，拉伸性能結果取3個試樣的平均值。從拉伸試樣夾持端切取尺寸為10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)機械磨拋后用體積分數(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型自動顯微硬度儀測定組織中相的硬度；采用高氯酸與冰醋酸體積比為1∶4的電解拋光液對試樣進行電解拋光，利用DLMAX-2550型X射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）測定鋼的相結構，采用銅靶，Kα 射線，掃描速率為2 （°）/min，步長為0.02°，掃描角度2θ為40°～100°；采用Struers Tenupol-5型電解雙噴減薄儀對厚度為40～60 μm、直徑為3 mm的試樣進行減薄，而后采用加速電壓為200 kV的JEM-2010F型場發(fā)射透射電子顯微鏡（transmisson electron microscope，TEM）觀察鋼的精細結構。

奧氏體體積分數(shù)采用經(jīng)驗公式（1）進行計算：

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

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

計算表明，試驗鋼的密度為7.0 g/cm3，比普通高強鋼的密度（7.85 g/cm3）約低10.3% 。

2 試驗結果

2.1 顯微組織

試驗鋼板經(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，奧氏體體積分數(shù)逐漸升高，鐵素體體積分數(shù)逐漸降低。

圖1 試驗鋼經(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數(shù)Table 2 Volume fractions of austenite and ferrite in the steel solution treated at different temperatures %

當固溶溫度低于850℃時，組織中δ-鐵素體呈條帶狀分布；固溶溫度升高到900℃時，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，達到1 050℃時，奧氏體晶粒明顯長大，退火孿晶晶粒尺寸相應增大，而δ-鐵素體尺寸顯著減小。

2.2 力學性能

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

圖3 不同溫度固溶處理的試驗鋼的工程應力-工程應變曲線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鋼中各相的顯微硬度?？梢钥闯?，δ-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，計算了試驗鋼中平衡相質量分數(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℃以上會形成δ-鐵素體，低于700℃時，κ-碳化物是平衡析出相。由此可認為，試驗鋼中δ-鐵素體是前期制備過程中遺留的，并不是熱力學穩(wěn)定相，所以其質量分數(shù)隨固溶溫度的升高而顯著減少。而在650℃時，κ-碳化物雖是熱力學穩(wěn)定相，但由于其含量很少，并未觀察到該相。

圖5 試驗鋼中平衡相質量分數(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]，奧氏體的層錯能對輕質高錳鋼的變形行為有重要影響。一般認為，當奧氏體層錯能小于20 mJ/m2時，變形過程中會產(chǎn)生相變誘發(fā)塑性（transformation-induced plasticity，TRIP）效應；當層錯能大于20 mJ/m2且小于55 mJ/m2時，會產(chǎn)生孿晶誘發(fā)塑性（twinning-induced plasticity，TWIP）效應；而當層錯能大于55 mJ/m2時，則會產(chǎn)生位錯平面滑移、剪切帶誘導塑性或者微帶誘導塑性等效應，從而呈現(xiàn)不同的強度和塑性[11-12]。本文采用修正后的Olsen-Cohen熱力學模型計算了試驗鋼的層錯能[13-16]，計算公式為：

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測定經(jīng)不同溫度固溶處理的試驗鋼奧氏體中元素含量，如圖6所示，測5點取平均值，結果及其相應的層錯能計算結果如表4所示。其中，碳元素的擴散速度較快，固溶處理6 min即可達到平衡狀態(tài)，因此，其結果采用平衡碳含量。

圖6 不同溫度固溶處理的試驗鋼奧氏體的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（質量分數(shù)）及層錯能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，奧氏體層錯能提高，為55～60 mJ/m2，說明其變形機制不僅僅為TWIP效應。為進一步分析試驗鋼的變形行為，對鋼的瞬時應變硬化指數(shù)（n值）隨真應變的變化進行分析，如圖7所示?？梢钥闯?，650℃固溶處理的試驗鋼組織由奧氏體和13.75% （體積分數(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值隨真應變的增大而迅速下降。在750～900℃固溶處理時，由于低應變階段的臨界應力較小，難以產(chǎn)生形變孿晶。位錯數(shù)量的增加以及位錯之間的交互作用，導致位錯纏結形成高密度位錯區(qū)，從而阻礙位錯運動產(chǎn)生強化效應，造成隨著真應變的增加，強化效應不斷增強，n值持續(xù)增大。在中高應變階段，克服臨界應力而產(chǎn)生的形變孿晶不僅可以誘發(fā)塑性，而且孿晶界切割細化奧氏體晶粒，對位錯的滑移產(chǎn)生阻礙作用，導致在孿晶界周圍出現(xiàn)高密度的位錯，此時，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-真應變曲線出現(xiàn)緩慢增加的平臺，這是變形過程中位錯滑移后產(chǎn)生纏結導致的硬化與孿晶誘發(fā)塑性導致的軟化共同作用所致。當固溶溫度升高到1 050℃時，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鋼的瞬時應變硬化指數(shù)（n值）隨真應變的變化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)塑性和位錯平面滑移效應的共同作用，在較寬應變范圍內(nèi)當兩者貢獻相當時，試驗鋼具有較好的力學性能。

4 結論

（1）經(jīng)650～1 050℃固溶處理后，試驗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，晶粒長大，出現(xiàn)明顯的退火孿晶。

（2）試驗鋼經(jīng)650℃固溶處理后，其抗拉強度達到了1 200 MPa以上，而斷后伸長率僅為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率；隨著固溶溫度的升高，δ-鐵素體逐漸轉變?yōu)闊崃W穩(wěn)定的奧氏體，試驗鋼的抗拉強度可達到900 MPa以上，斷后伸長率接近40% 。

（3）熱力學計算與瞬時應變硬化指數(shù)隨真應變的變化分析表明，試驗鋼的層錯能為55～60 mJ/m2，在外加應力作用下產(chǎn)生變形孿晶的同時其周圍出現(xiàn)了高密度位錯區(qū)，在孿晶誘發(fā)塑性和位錯平面滑移效應的共同作用下，試驗鋼具有較好的力學性能。