Fe- Mn- Al- C系轻质钢变形行为的原位分析

朱旭东 钱灵锋 王 华 杨洪宇 陈 璋 何燕霖

(1.上海大学材料科学与工程学院，上海 200444;2.上海大学分析测试中心，上海 200044)

由于汽车轻量化的需求，新一代汽车钢正逐步在向低密度、高强韧性发展。其中轻质Fe- Mn- Al- C系钢因为具有良好的力学性能和轻量化效果而受到广泛关注。Park等[1]对Fe- 0.23C- 8.1Mn- 5.3Al钢的研究表明，TRIP效应可使其强塑积达到40 GPa%。而Sohn等[2]的研究发现，TRIP和TWIP效应的共同作用使Fe- 0.3C- 8.5Mn- 5.6Al钢的强塑积高达56 GPa%。然而，文献[3]又指出，TRIP效应是Fe- 0.18C- 11Mn- 3.8Al钢获得60 GPa%以上强塑积的主要原因。而对Fe- 0.26C- 10.1Mn- 6.3Al钢[4]而言，在TRIP和TWIP效应的共同作用下，其强塑积为37 GPa%左右。由此可见，有关轻质钢变形机制对其性能影响方面的研究还有待深化，以往仅依据层错能计算来界定变形机制，从而预测其性能的方法存在局限性。基于此，本文拟采用原位分析的方法研究高锰轻质钢中奥氏体在拉伸过程中的变形行为，从而探讨不同变形机制对试验钢力学性能的影响规律，以期为该钢种的研发提供理论参考。

1 试验材料和方法

试验钢采用真空感应炉熔炼，其主要化学成分和热处理工艺[5]列于表1。将厚度为25 mm的坯料加热到1 200 ℃保温2 h均匀化后，热轧成厚度为3 mm的薄板，开轧温度为1 050 ℃，终轧温度为900 ℃，最后冷轧成1.4 mm厚的薄板。将热处理后的A50标准拉伸试样在CMT5305电子万能试验机上进行室温拉伸性能测试，沿轧制方向拉伸，应变速率为1×10-3s-1。拉伸后对样品进行金相、SEM、TEM、XRD等组织分析。利用辅以微型电子万能试验机的X射线应力仪对拉伸过程中残留奥氏体含量进行测定。

表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)及热处理工艺Table 1 Chemical compositions (mass fraction, %) and heat treatment processes of the investigated steel

2 试验结果

2.1 显微组织

图1为经不同工艺热处理后3种试验钢的显微组织。可以看出，试验钢的组织均由铁素体和奥氏体组成。经较高温度处理的2号试验钢中的奥氏体明显比1号试验钢的粗大，3号低锰试验钢中铁素体的含量明显较多。

图1 试验钢热处理后的SEM形貌Fig.1 SEM morphologies of the test steels after heat treatment

图2为经不同工艺热处理后3种试验钢的XRD分析结果。图3(a)和图3(b)分别为试验钢拉伸前后奥氏体体积分数和拉伸后奥氏体中碳含量。可见，3种试验钢的组织均由除铁素体和奥氏体组成。随着热处理温度的升高，奥氏体含量增加；与拉伸前试样相比，拉伸后试验钢中奥氏体含量明显减少；此外，3号试验钢中奥氏体的碳含量最高。

TEM观察发现，拉伸后的1号和2号试验钢中存在ε马氏体和变形孪晶，如图4所示。而拉伸后的3号试验钢中出现了α’马氏体，如图5所示。

图2 3种试验钢热处理后的XRD图谱Fig.2 XRD patterns of the three test steels after heat treatment

图3 试验钢拉伸前后奥氏体含量(a)和拉伸后奥氏体中碳含量(b)Fig.3 Austenite content in the test steels before and after tensile test (a) and carbon content in austenite after tensile test (b)

图4 1号和2号高锰试验钢的TEM分析结果Fig.4 TEM analysis results of the higher- manganese test steels No.1 and No.2

图5 3号低锰试验钢的TEM分析结果Fig.5 TEM analysis results of the lower- manganese test steel No.3

2.2 力学性能

表2为不同工艺热处理后3种试验钢的力学性能测量结果，图6为试验钢的应力- 应变曲线。从表2中可以看出，随着热处理温度的升高，与1号试验钢相比，2号钢的抗拉强度升高，断后伸长率下降。与1号高锰试验钢相比，3号低锰试验钢的抗拉强度更高，而断后伸长率则偏低。

表2 试验钢的力学性能Table 2 Mechanical properties of the test steels

图6 3种试验钢的工程应力- 工程应变曲线Fig.6 Engineering stress- engineering strain curves of the three test steels

2.3 拉伸过程中奥氏体含量变化的原位分析

图7为3种试验钢在拉伸过程中奥氏体含量的原位分析。可以看出，1号试验钢在变形量30%以内，奥氏体含量基本没有变化，但在断裂前10%应变量的变形过程中，奥氏体体积分数下降了4.7%；2号试验钢在断裂前5%应变量的变形过程中，奥氏体体积分数下降了10.3%；而3号试验钢在变形过程中，奥氏体含量持续下降，且奥氏体转变量最大。

3 分析与讨论

采用式(1)[6]计算试验钢的层错能：

τ=2ρΔGγ→ε+2σγ/ε

(1)

采用式(1)计算得出1号、2号、3号试验钢的层错能分别为29.9、29.1和23.5 mJ/m2。Grssel[7]、Curtze等[8- 10]的研究均指出，当层错能高于20 mJ/m2时，Fe- Mn- Al- C系钢组织主要变形机制为TWIP效应。而本研究中试验钢的层错能均高于20 mJ/m2，因此其变形机制均以TWIP效应为主。

图7 试验钢拉伸过程中奥氏体含量的原位分析Fig.7 In- situ analysis of austenite content in the test steels during tensile test

结合试验钢拉伸过程中奥氏体相变行为的原位分析与显微组织观察，即图4、5、7可以看出，相比1、2号试验钢，3号钢中并没有出现孪晶，而是存在明显的α’马氏体，这与层错能的预测结果并不一致。而且3号钢的奥氏体中碳含量较高，稳定性较好，在拉伸过程中发生了奥氏体向α’马氏体的渐进式转变[11]，这种显著的TRIP效应使得该钢具有较高的强度，且断后伸长率也有所改善，其强塑积甚至优于锰质量分数高达10%左右的2号钢。

表3 试验钢的相平衡成分(质量分数)Table 3 Phase equilibrium compositions of test steels(mass fraction) %

而1号、2号试验钢拉伸后组织中变形孪晶的出现说明了TWIP效应的存在，这与层错能计算结果相吻合，正是这种TWIP效应使得试验钢具有高的断后伸长率。由图7的原位分析可见，2号试验钢中的奥氏体在拉伸断裂前5%左右应变量内发生了向ε马氏体的转变。研究指出[12]，ε马氏体是一种过渡相，六方结构的ε马氏体比面心立方的α’马氏体滑移面少，而且通常出现在孪晶附近，其形成时产生的应力场易使基体中产生裂纹，导致试验钢发生断裂，因此，ε马氏体的瞬时相变必然会对γ→α’的转变产生抑制作用[13- 17]。随着热处理温度的升高，奥氏体含量增加，奥氏体中碳含量下降，其稳定性变差，从而使得ε马氏体的瞬时相变更为显著，综合力学性能变差。因此，2号试验钢的力学性能低于1号和3号试验钢。

4 结论

(1)3种试验钢经热处理后的室温组织均由铁素体和奥氏体组成，随着热处理温度的升高，奥氏体含量增加，奥氏体中碳含量降低，其稳定性变差；而低锰的3号试验钢中铁素体含量明显较高。

(2)3种试验钢的层错能均介于20～30 mJ/m2之间，高锰试验钢表现出明显的TWIP效应，低锰试验钢经拉伸后奥氏体含量明显降低，组织中出现了α’马氏体，经原位分析可以看出，该试样在拉伸变形过程中呈现出渐进式转变的相变诱发塑性作用，其力学性能甚至优于高锰的2号试验钢。

(3)高锰试验钢中奥氏体碳含量越低，稳定性越差，其向ε马氏体的瞬时相变行为越显著，从而抑制了γ→α’的转变，导致其综合力学性能降低。