不同变形量中锰轻质钢的拉伸变形行为

杨洪宇 于家英 何燕霖 李 麟

（上海大学材料科学与工程学院，上海 200444）

近年来，随着汽车轻量化的发展，中锰轻质钢由于其良好的力学性能和显著的减重效果而受到人们广泛的关注［1-3］。相关研究表明，具有铁素体和奥氏体双相组织的中锰钢在变形过程中，奥氏体会发生相变诱发塑性（transformation induced plasticity，TRIP）、孪晶诱发塑性（twinning induced plasticity，TWIP）和微带诱发塑性（microbandinduced plasticity，MBIP）等变形机制［5-7］，从而使中锰钢具有优良的强度和塑性匹配，其强塑积超过30 000 MPa·%，达到了第3代先进高强度钢的性能要求。同时研究表明，每添加1%（质量分数，下同）的铝，钢的密度降低 0.101 g／cm3，可减重约1.3%［8］，从而达到轻量化目的。为此，本文设计了3种不同成分的含铝中锰轻质钢，分别对其进行了不同变形量的拉伸试验，研究了钢的组织、性能、变形机制及其影响因素，以期为中锰轻质钢的成分设计和工艺提供理论指导。

1 试验材料与方法

试验钢在真空感应炉内冶炼，其化学成分如表1所示，分别编为1号、2号和3号。冶炼时向炉内通入氩气保护，冶炼后经模铸获得100 kg铸锭。将铸锭进行热轧，经4道次轧制成3.5 mm热轧板，开轧温度为1 050℃，终轧温度为900℃。然后将热轧板在650℃保温1 h进行去应力退火，随后进行冷轧，目标厚度1.2 mm。最后将冷轧后的钢板在盐浴炉中进行热处理。其中1号钢先在850℃退火50 s，然后在400℃保温3 min随后空冷至室温；2号钢在850℃保温5 min，3号钢在830℃保温10 min后水淬。

表1 试验钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical compositions of the experimental steels（mass fraction） %

室温准静态拉伸试验在MTS E43.504电子万能材料试验机上进行，应变速率为10-3s-1，按照GB／T 228.1—2010沿钢板轧制方向线切割加工拉伸试样，试样形状和尺寸如图1所示。为研究试验钢在不同变形量下的拉伸变形行为，分别将试样拉伸至10%、20%、30%变形量，然后在最大变形量处截取长6 mm的试样，试样拉断后，在距断口6 mm处取样作金相分析。

图1 准静态拉伸试样尺寸示意图Fig.1 Dimension of quasi-static tensile specimen

试样经打磨、抛光后，用10%（体积分数，下同）的硝酸酒精溶液腐蚀，然后分别在Leica DM 2700M光学显微镜和Hitachi S-570扫描电子显微镜下观察试样的显微组织。X射线衍射试样经打磨后，在以1∶4的体积分数配比的高氯酸与冰醋酸溶液中进行电解抛光，然后利用D＼max-2200 X射线衍射仪分析钢中相组成。透射电镜试样先预磨成约50μm厚的薄片，并用冲孔器将薄片冲成直径为3 mm的小圆片，然后采用5%高氯酸酒精电解液在Struers Tenupol-5双喷仪上进行双喷减薄制样，最后使用JEM-2010F场发射透射电镜观察试样的精细结构，加速电压为200 kV。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

图2和图3分别为试验钢在光学显微镜和扫描电子显微镜下的显微组织形貌。在光学显微镜下，3种中锰轻质钢中的白色组织为铁素体，深色组织为奥氏体。在扫描电子显微镜下，灰黑色凹陷部位为铁素体，灰白色凸起部位为奥氏体。进一步比较发现，1号钢中少量奥氏体呈岛状凸起分布在铁素体基体中，2号钢中奥氏体和铁素体呈条带状交替平行分布，3号钢由奥氏体基体和少量的铁素体组成。图4为试验钢的X射线衍射图谱，经计算得出3种试验钢中奥氏体体积分数分别为17.6%、55.1%和73.4%。

2.2 力学性能

图5为3种试验钢在准静态条件下的工程应力-工程应变曲线，其力学性能见表2。可见，3种试验钢的力学性能优良，其强塑积均超过30 000 MPa·%。其中2号钢的断后伸长率最高，达到45.2%，3号钢的屈服强度和抗拉强度最高，分别为655.8和886.1 MPa。图6为3种试验钢的断口形貌，可见钢中的等轴韧窝特性明显，断裂形式均为典型的微孔聚集型延性断裂。

图2 试验钢的显微组织Fig.2 Microstructures of the experimental steels

图3 试验钢的SEM组织Fig.3 SEM structures of the experimental steels

图4 试验钢的X射线衍射图Fig.4 XRD patterns of the experimental steels

图5 试验钢的工程应力-工程应变曲线Fig.5 Engineering stress-engineering strain curves of the experimental steels

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

2.3 变形量

图7和图8分别为不同变形量试验钢的X射线衍射图谱和奥氏体含量（体积分数）。随着变形量的增加，1号和2号钢中奥氏体含量下降，说明在变形过程中奥氏体发生了转变。

图6 试验钢的断口形貌Fig.6 Fracturemorphologies of the experimental steels

1号钢中奥氏体含量随着变形量的增加而缓慢下降，说明奥氏体向马氏体的转变是渐进式的。2号钢中也发生了奥氏体向马氏体的转变，但这种转变显著发生在变形量10% ～30%之间，更倾向于应变诱发的瞬时转变。3号钢中奥氏体含量随着变形量的增加变化不大，说明其在变形过程中没有发生相变。这是由于试验钢的变形机制主要受堆垛层错能影响［8］，合金元素含量的增加会提高其堆垛层错能，使变形机制从应变诱发相变转变为应变诱发孪晶和位错滑移机制。

图7 不同变形量试验钢的X射线衍射图谱Fig.7 XRD patterns of the experimental steelswith different deformation amounts

图8 变形量对试验钢中奥氏体含量的影响Fig.8 Effect of deformation amounts on austenits content for the experimental steels

为了进一步探究中锰轻质钢在拉伸初期的变形行为，对变形量为10%的试验钢进行透射电镜观察，结果如图9～图11所示。从图9中可以看出，1号钢中奥氏体内存在大量位错，在奥氏体晶粒内观察到了α’马氏体，说明在变形过程中发生了γ奥氏体向α’马氏体的转变。渐进式的γ→α’转变能阻碍位错运动，使局部产生强化，推迟颈缩产生，提高了钢的塑性。

图9 1号钢中奥氏体和α’马氏体形貌Fig.9 Morphologies of austenite andα’-martensite in the steel No.1

从图10可以看出，在变形量为10%的2号钢中观察到了少量的ε马氏体和形变孪晶。结合图8可见，ε马氏体相变主要发生在变形量10%～30%范围内。对于形变孪晶，孪生的发生首先要满足晶体的位向条件，要求奥氏体孪生面（111）面在孪生方向上受到足够大的切应力，因此在变形时首先发生位错滑移［9］，如图11所示。随着拉伸变形的进行，局部的位错运动受阻，应力达到诱发孪生所需的切应力，开始形成形变孪晶，因此2号钢的塑性最好。

图10 2号钢中ε马氏体和形变孪晶形貌Fig.10 Morphologies ofε-martensite and deformation twins in the steel No.2

图11 2号钢中的位错滑移Fig.11 Dislocation slip in the steel No.2

从图12可以看出，在变形量为10%的3号钢中观察到了少量形变孪晶，说明3号钢在变形过程中也发生了TWIP效应，从而使其塑性优于1号钢。同时，在奥氏体中还观察到了位错滑移和高密度位错墙。有研究指出［10-11］，高密度位错墙结构对位错运动有阻碍作用，可产生加工硬化。因此，3号钢中的高密度位错墙可能是其强度较高的原因之一。

图12 3号钢中的形变孪晶、高密度位错墙和位错滑移Fig.12 Deformation twins，high-density dislocation walls and dislocation slip in the steel No.3

3 结论

（1）3种中锰轻质钢的显微组织均由铁素体和奥氏体两相组成，1号、2号和3号钢中的奥氏体体积分数分别为17.6%、55.1%和73.4%；3种试验钢的力学性能良好，在准静态条件下其强塑积均超过了30 000 MPa·%。

（2）随着拉伸变形量的增加，1号钢中奥氏体含量逐渐降低，在变形过程中发生了γ→α’的渐进式转变，产生了TRIP效应；2号钢中奥氏体含量在变形量10% ～30%范围内显著下降，发生了应变诱发γ→ε马氏体相变；3号钢中没有发生相变，因此变形前后奥氏体含量变化不大。

（3）变形量为10%的2号和3号钢中都出现了形变孪晶，TWIP效应是两者塑性良好的主要原因；3号钢中的高密度位错墙可能是其强度较高的原因之一。