Fe- Mn- Al- C系輕質鋼變形行為的原位分析

朱旭東 錢靈鋒 王 華 楊洪宇 陳 璋 何燕霖

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444;2.上海大學分析測試中心，上海 200044)

由于汽車輕量化的需求，新一代汽車鋼正逐步在向低密度、高強韌性發展。其中輕質Fe- Mn- Al- C系鋼因為具有良好的力學性能和輕量化效果而受到廣泛關注。Park等[1]對Fe- 0.23C- 8.1Mn- 5.3Al鋼的研究表明，TRIP效應可使其強塑積達到40 GPa%。而Sohn等[2]的研究發現，TRIP和TWIP效應的共同作用使Fe- 0.3C- 8.5Mn- 5.6Al鋼的強塑積高達56 GPa%。然而，文獻[3]又指出，TRIP效應是Fe- 0.18C- 11Mn- 3.8Al鋼獲得60 GPa%以上強塑積的主要原因。而對Fe- 0.26C- 10.1Mn- 6.3Al鋼[4]而言，在TRIP和TWIP效應的共同作用下，其強塑積為37 GPa%左右。由此可見，有關輕質鋼變形機制對其性能影響方面的研究還有待深化，以往僅依據層錯能計算來界定變形機制，從而預測其性能的方法存在局限性。基于此，本文擬采用原位分析的方法研究高錳輕質鋼中奧氏體在拉伸過程中的變形行為，從而探討不同變形機制對試驗鋼力學性能的影響規律，以期為該鋼種的研發提供理論參考。

1 試驗材料和方法

試驗鋼采用真空感應爐熔煉，其主要化學成分和熱處理工藝[5]列于表1。將厚度為25 mm的坯料加熱到1 200 ℃保溫2 h均勻化后，熱軋成厚度為3 mm的薄板，開軋溫度為1 050 ℃，終軋溫度為900 ℃，最后冷軋成1.4 mm厚的薄板。將熱處理后的A50標準拉伸試樣在CMT5305電子萬能試驗機上進行室溫拉伸性能測試，沿軋制方向拉伸，應變速率為1×10-3s-1。拉伸后對樣品進行金相、SEM、TEM、XRD等組織分析。利用輔以微型電子萬能試驗機的X射線應力儀對拉伸過程中殘留奧氏體含量進行測定。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)及熱處理工藝Table 1 Chemical compositions (mass fraction, %) and heat treatment processes of the investigated steel

2 試驗結果

2.1 顯微組織

圖1為經不同工藝熱處理后3種試驗鋼的顯微組織。可以看出，試驗鋼的組織均由鐵素體和奧氏體組成。經較高溫度處理的2號試驗鋼中的奧氏體明顯比1號試驗鋼的粗大，3號低錳試驗鋼中鐵素體的含量明顯較多。

圖1 試驗鋼熱處理后的SEM形貌Fig.1 SEM morphologies of the test steels after heat treatment

圖2為經不同工藝熱處理后3種試驗鋼的XRD分析結果。圖3(a)和圖3(b)分別為試驗鋼拉伸前后奧氏體體積分數和拉伸后奧氏體中碳含量。可見，3種試驗鋼的組織均由除鐵素體和奧氏體組成。隨著熱處理溫度的升高，奧氏體含量增加；與拉伸前試樣相比，拉伸后試驗鋼中奧氏體含量明顯減少；此外，3號試驗鋼中奧氏體的碳含量最高。

TEM觀察發現，拉伸后的1號和2號試驗鋼中存在ε馬氏體和變形孿晶，如圖4所示。而拉伸后的3號試驗鋼中出現了α’馬氏體，如圖5所示。

圖2 3種試驗鋼熱處理后的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the three test steels after heat treatment

圖3 試驗鋼拉伸前后奧氏體含量(a)和拉伸后奧氏體中碳含量(b)Fig.3 Austenite content in the test steels before and after tensile test (a) and carbon content in austenite after tensile test (b)

圖4 1號和2號高錳試驗鋼的TEM分析結果Fig.4 TEM analysis results of the higher- manganese test steels No.1 and No.2

圖5 3號低錳試驗鋼的TEM分析結果Fig.5 TEM analysis results of the lower- manganese test steel No.3

2.2 力學性能

表2為不同工藝熱處理后3種試驗鋼的力學性能測量結果，圖6為試驗鋼的應力- 應變曲線。從表2中可以看出，隨著熱處理溫度的升高，與1號試驗鋼相比，2號鋼的抗拉強度升高，斷后伸長率下降。與1號高錳試驗鋼相比，3號低錳試驗鋼的抗拉強度更高，而斷后伸長率則偏低。

表2 試驗鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of the test steels

圖6 3種試驗鋼的工程應力- 工程應變曲線Fig.6 Engineering stress- engineering strain curves of the three test steels

2.3 拉伸過程中奧氏體含量變化的原位分析

圖7為3種試驗鋼在拉伸過程中奧氏體含量的原位分析。可以看出，1號試驗鋼在變形量30%以內，奧氏體含量基本沒有變化，但在斷裂前10%應變量的變形過程中，奧氏體體積分數下降了4.7%；2號試驗鋼在斷裂前5%應變量的變形過程中，奧氏體體積分數下降了10.3%；而3號試驗鋼在變形過程中，奧氏體含量持續下降，且奧氏體轉變量最大。

3 分析與討論

采用式(1)[6]計算試驗鋼的層錯能：

τ=2ρΔGγ→ε+2σγ/ε

(1)

采用式(1)計算得出1號、2號、3號試驗鋼的層錯能分別為29.9、29.1和23.5 mJ/m2。Grssel[7]、Curtze等[8- 10]的研究均指出，當層錯能高于20 mJ/m2時，Fe- Mn- Al- C系鋼組織主要變形機制為TWIP效應。而本研究中試驗鋼的層錯能均高于20 mJ/m2，因此其變形機制均以TWIP效應為主。

圖7 試驗鋼拉伸過程中奧氏體含量的原位分析Fig.7 In- situ analysis of austenite content in the test steels during tensile test

結合試驗鋼拉伸過程中奧氏體相變行為的原位分析與顯微組織觀察，即圖4、5、7可以看出，相比1、2號試驗鋼，3號鋼中并沒有出現孿晶，而是存在明顯的α’馬氏體，這與層錯能的預測結果并不一致。而且3號鋼的奧氏體中碳含量較高，穩定性較好，在拉伸過程中發生了奧氏體向α’馬氏體的漸進式轉變[11]，這種顯著的TRIP效應使得該鋼具有較高的強度，且斷后伸長率也有所改善，其強塑積甚至優于錳質量分數高達10%左右的2號鋼。

表3 試驗鋼的相平衡成分(質量分數)Table 3 Phase equilibrium compositions of test steels(mass fraction) %

而1號、2號試驗鋼拉伸后組織中變形孿晶的出現說明了TWIP效應的存在，這與層錯能計算結果相吻合，正是這種TWIP效應使得試驗鋼具有高的斷后伸長率。由圖7的原位分析可見，2號試驗鋼中的奧氏體在拉伸斷裂前5%左右應變量內發生了向ε馬氏體的轉變。研究指出[12]，ε馬氏體是一種過渡相，六方結構的ε馬氏體比面心立方的α’馬氏體滑移面少，而且通常出現在孿晶附近，其形成時產生的應力場易使基體中產生裂紋，導致試驗鋼發生斷裂，因此，ε馬氏體的瞬時相變必然會對γ→α’的轉變產生抑制作用[13- 17]。隨著熱處理溫度的升高，奧氏體含量增加，奧氏體中碳含量下降，其穩定性變差，從而使得ε馬氏體的瞬時相變更為顯著，綜合力學性能變差。因此，2號試驗鋼的力學性能低于1號和3號試驗鋼。

4 結論

(1)3種試驗鋼經熱處理后的室溫組織均由鐵素體和奧氏體組成，隨著熱處理溫度的升高，奧氏體含量增加，奧氏體中碳含量降低，其穩定性變差；而低錳的3號試驗鋼中鐵素體含量明顯較高。

(2)3種試驗鋼的層錯能均介于20～30 mJ/m2之間，高錳試驗鋼表現出明顯的TWIP效應，低錳試驗鋼經拉伸后奧氏體含量明顯降低，組織中出現了α’馬氏體，經原位分析可以看出，該試樣在拉伸變形過程中呈現出漸進式轉變的相變誘發塑性作用，其力學性能甚至優于高錳的2號試驗鋼。

(3)高錳試驗鋼中奧氏體碳含量越低，穩定性越差，其向ε馬氏體的瞬時相變行為越顯著，從而抑制了γ→α’的轉變，導致其綜合力學性能降低。