不同變形量中錳輕質鋼的拉伸變形行為

楊洪宇 于家英 何燕霖 李 麟

（上海大學材料科學與工程學院，上海 200444）

近年來，隨著汽車輕量化的發展，中錳輕質鋼由于其良好的力學性能和顯著的減重效果而受到人們廣泛的關注［1-3］。相關研究表明，具有鐵素體和奧氏體雙相組織的中錳鋼在變形過程中，奧氏體會發生相變誘發塑性（transformation induced plasticity，TRIP）、孿晶誘發塑性（twinning induced plasticity，TWIP）和微帶誘發塑性（microbandinduced plasticity，MBIP）等變形機制［5-7］，從而使中錳鋼具有優良的強度和塑性匹配，其強塑積超過30 000 MPa·%，達到了第3代先進高強度鋼的性能要求。同時研究表明，每添加1%（質量分數，下同）的鋁，鋼的密度降低 0.101 g／cm3，可減重約1.3%［8］，從而達到輕量化目的。為此，本文設計了3種不同成分的含鋁中錳輕質鋼，分別對其進行了不同變形量的拉伸試驗，研究了鋼的組織、性能、變形機制及其影響因素，以期為中錳輕質鋼的成分設計和工藝提供理論指導。

1 試驗材料與方法

試驗鋼在真空感應爐內冶煉，其化學成分如表1所示，分別編為1號、2號和3號。冶煉時向爐內通入氬氣保護，冶煉后經模鑄獲得100 kg鑄錠。將鑄錠進行熱軋，經4道次軋制成3.5 mm熱軋板，開軋溫度為1 050℃，終軋溫度為900℃。然后將熱軋板在650℃保溫1 h進行去應力退火，隨后進行冷軋，目標厚度1.2 mm。最后將冷軋后的鋼板在鹽浴爐中進行熱處理。其中1號鋼先在850℃退火50 s，然后在400℃保溫3 min隨后空冷至室溫；2號鋼在850℃保溫5 min，3號鋼在830℃保溫10 min后水淬。

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

室溫準靜態拉伸試驗在MTS E43.504電子萬能材料試驗機上進行，應變速率為10-3s-1，按照GB／T 228.1—2010沿鋼板軋制方向線切割加工拉伸試樣，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 準靜態拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Dimension of quasi-static tensile specimen

試樣經打磨、拋光后，用10%（體積分數，下同）的硝酸酒精溶液腐蝕，然后分別在Leica DM 2700M光學顯微鏡和Hitachi S-570掃描電子顯微鏡下觀察試樣的顯微組織。X射線衍射試樣經打磨后，在以1∶4的體積分數配比的高氯酸與冰醋酸溶液中進行電解拋光，然后利用D＼max-2200 X射線衍射儀分析鋼中相組成。透射電鏡試樣先預磨成約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雙噴儀上進行雙噴減薄制樣，最后使用JEM-2010F場發射透射電鏡觀察試樣的精細結構，加速電壓為200 kV。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

圖2和圖3分別為試驗鋼在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡下的顯微組織形貌。在光學顯微鏡下，3種中錳輕質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。進一步比較發現，1號鋼中少量奧氏體呈島狀凸起分布在鐵素體基體中，2號鋼中奧氏體和鐵素體呈條帶狀交替平行分布，3號鋼由奧氏體基體和少量的鐵素體組成。圖4為試驗鋼的X射線衍射圖譜，經計算得出3種試驗鋼中奧氏體體積分數分別為17.6%、55.1%和73.4%。

2.2 力學性能

圖5為3種試驗鋼在準靜態條件下的工程應力-工程應變曲線，其力學性能見表2。可見，3種試驗鋼的力學性能優良，其強塑積均超過30 000 MPa·%。其中2號鋼的斷后伸長率最高，達到45.2%，3號鋼的屈服強度和抗拉強度最高，分別為655.8和886.1 MPa。圖6為3種試驗鋼的斷口形貌，可見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 試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the experimental steels

圖3 試驗鋼的SEM組織Fig.3 SEM structures of the experimental steels

圖4 試驗鋼的X射線衍射圖Fig.4 XRD patterns of the experimental steels

圖5 試驗鋼的工程應力-工程應變曲線Fig.5 Engineering stress-engineering strain curves of the experimental steels

表2 試驗鋼的力學性能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鋼的X射線衍射圖譜和奧氏體含量（體積分數）。隨著變形量的增加，1號和2號鋼中奧氏體含量下降，說明在變形過程中奧氏體發生了轉變。

圖6 試驗鋼的斷口形貌Fig.6 Fracturemorphologies of the experimental steels

1號鋼中奧氏體含量隨著變形量的增加而緩慢下降，說明奧氏體向馬氏體的轉變是漸進式的。2號鋼中也發生了奧氏體向馬氏體的轉變，但這種轉變顯著發生在變形量10% ～30%之間，更傾向于應變誘發的瞬時轉變。3號鋼中奧氏體含量隨著變形量的增加變化不大，說明其在變形過程中沒有發生相變。這是由于試驗鋼的變形機制主要受堆垛層錯能影響［8］，合金元素含量的增加會提高其堆垛層錯能，使變形機制從應變誘發相變轉變為應變誘發孿晶和位錯滑移機制。

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

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

為了進一步探究中錳輕質鋼在拉伸初期的變形行為，對變形量為10%的試驗鋼進行透射電鏡觀察，結果如圖9～圖11所示。從圖9中可以看出，1號鋼中奧氏體內存在大量位錯，在奧氏體晶粒內觀察到了α’馬氏體，說明在變形過程中發生了γ奧氏體向α’馬氏體的轉變。漸進式的γ→α’轉變能阻礙位錯運動，使局部產生強化，推遲頸縮產生，提高了鋼的塑性。

圖9 1號鋼中奧氏體和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號鋼中觀察到了少量的ε馬氏體和形變孿晶。結合圖8可見，ε馬氏體相變主要發生在變形量10%～30%范圍內。對于形變孿晶，孿生的發生首先要滿足晶體的位向條件，要求奧氏體孿生面（111）面在孿生方向上受到足夠大的切應力，因此在變形時首先發生位錯滑移［9］，如圖11所示。隨著拉伸變形的進行，局部的位錯運動受阻，應力達到誘發孿生所需的切應力，開始形成形變孿晶，因此2號鋼的塑性最好。

圖10 2號鋼中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號鋼中的位錯滑移Fig.11 Dislocation slip in the steel No.2

從圖12可以看出，在變形量為10%的3號鋼中觀察到了少量形變孿晶，說明3號鋼在變形過程中也發生了TWIP效應，從而使其塑性優于1號鋼。同時，在奧氏體中還觀察到了位錯滑移和高密度位錯墻。有研究指出［10-11］，高密度位錯墻結構對位錯運動有阻礙作用，可產生加工硬化。因此，3號鋼中的高密度位錯墻可能是其強度較高的原因之一。

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

3 結論

（1）3種中錳輕質鋼的顯微組織均由鐵素體和奧氏體兩相組成，1號、2號和3號鋼中的奧氏體體積分數分別為17.6%、55.1%和73.4%；3種試驗鋼的力學性能良好，在準靜態條件下其強塑積均超過了30 000 MPa·%。

（2）隨著拉伸變形量的增加，1號鋼中奧氏體含量逐漸降低，在變形過程中發生了γ→α’的漸進式轉變，產生了TRIP效應；2號鋼中奧氏體含量在變形量10% ～30%范圍內顯著下降，發生了應變誘發γ→ε馬氏體相變；3號鋼中沒有發生相變，因此變形前后奧氏體含量變化不大。

（3）變形量為10%的2號和3號鋼中都出現了形變孿晶，TWIP效應是兩者塑性良好的主要原因；3號鋼中的高密度位錯墻可能是其強度較高的原因之一。