固溶處理對輕質高強鋼組織和力學性能的影響

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、環境污染等問題，全球汽車行業對節能減排提出了迫切的要求，汽車輕量化成為重要的發展趨勢[1-2]。據報道[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，鋼中鋁質量分數每增加1% ，其密度可降低1.3%[4]，因此，為了實現汽車輕量化，含鋁輕質鋼的研發受到廣泛關注。

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/% ，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]研究發現，Fe-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 鋼發現，當鋼中碳質量分數超過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）Table 1 Chemical composition of the experimental steel（mass fraction） %

根據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，經機械磨拋后用體積分數為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。

奧氏體體積分數采用經驗公式（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。

由于成分中硅含量較低且其密度小于鋁，采用經驗公式（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。可以看出，試驗鋼經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，奧氏體體積分數逐漸升高，鐵素體體積分數逐漸降低。

圖1 試驗鋼經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狀或不連續的島狀。固溶溫度繼續升高，奧氏體晶粒中出現退火孿晶，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。可以看出，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為經不同溫度固溶處理的試驗鋼中各相的顯微硬度。可以看出，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數據庫，計算了試驗鋼中平衡相質量分數隨溫度的變化，如圖5所示。可以看出，在750～1 050℃溫度范圍內，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，并不是熱力學穩定相，所以其質量分數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，變形過程中會產生相變誘發塑性（transformation-induced plasticity，TRIP）效應；當層錯能大于20 mJ/m2且小于55 mJ/m2時，會產生孿晶誘發塑性（twinning-induced plasticity，TWIP）效應；而當層錯能大于55 mJ/m2時，則會產生位錯平面滑移、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，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）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（n值）隨真應變的變化進行分析，如圖7所示。可以看出，650℃固溶處理的試驗鋼組織由奧氏體和13.75% （體積分數）的δ-鐵素體組成，兩相硬度差別較大（如表2和圖4所示），導致變形不協調，易在相間產生裂紋，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，難以產生形變孿晶。位錯數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，從而阻礙位錯運動產生強化效應，造成隨著真應變的增加，強化效應不斷增強，n值持續增大。在中高應變階段，克服臨界應力而產生的形變孿晶不僅可以誘發塑性，而且孿晶界切割細化奧氏體晶粒，對位錯的滑移產生阻礙作用，導致在孿晶界周圍出現高密度的位錯，此時，組織中出現由孿晶組成的變形局域化區域，如圖8所示。從圖7還可以看出，n值-真應變曲線出現緩慢增加的平臺，這是變形過程中位錯滑移后產生纏結導致的硬化與孿晶誘發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，但未出現交割等相互作用現象。

圖7 不同溫度固溶處理的試驗鋼的瞬時應變硬化指數（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塑性和位錯平面滑移效應的共同作用，在較寬應變范圍內當兩者貢獻相當時，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，出現明顯的退火孿晶。

（2）試驗鋼經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-鐵素體逐漸轉變為熱力學穩定的奧氏體，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生變形孿晶的同時其周圍出現了高密度位錯區，在孿晶誘發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。