先进高强钢作为重要的汽车安全结构材料应具有良好的抗碰撞能力, 即在高应变速率(汽车行驶过程中发生撞击时其变形速率为10²~10³s^-1[1])变形下具备较高的能量吸收能力.当前各大汽车厂在进行关键部件选材及结构设计时, 十分关注材料在实际服役碰撞时的力学性能指标，如强塑积, 并充分考虑动态变形下(应变速率大于10^-1s^-1[2])的变形规律及机制.

文献[3-5]分别研究了Fe-0.2C-15Mn-3Al, Fe-0.4C-17Mn-0.06V, Fe-24Mn-0.1C-0.5Si-1Al第二代汽车钢在静态和动态下的变形机制, 研究结果表明，随着应变速率的增加, 变形机制逐渐由TRIP效应主导变为TWIP效应主导, 再到TRIP效应、TWIP效应都被抑制.由于动态加载下(应变速率>10^-1s^-1)材料变形的局部性、不等温性和冲击波效应等^[6], 相同组织材料的研究结果并非都呈现一致性.文献[7-8]分别研究了Fe-1.58Mn-0.2C-1.6Si, Fe-1.65Mn-0.11C-0.62Si第一代汽车钢在动态加载下的变形行为, 但两者的研究结果却相反, 说明动态变形的复杂性.目前对于汽车钢动态变形的研究集中在第一、二代汽车钢, 而对于第三代汽车钢动态变形行为的研究较少.

中锰钢具有优秀的静态力学性能, 强塑积可达30~70GPa·%, 是理想的第三代汽车用高强钢^[9-18].Lee等^[11-12]研究了第三代汽车钢在静态加载下(应变速率 < 10^-1s^-1)的变形行为, 发现其抗拉强度、延伸率随应变速率的增加而增加, 但缺少对动态行为的研究.考虑到动态和静态变形的差异, 有必要研究第三代汽车钢的动态变形行为.本文以Fe-11Mn-2Al-0.2C中锰钢为研究对象, 通过研究试验钢在不同应变速率下的力学性能和组织演变规律, 明确应变速率对中锰钢变形机制的影响, 从而为组织调控和合金成分设计提供理论基础.

本实验将50kg的Fe-11Mn-2Al-0.2C中锰钢原料放入真空感应炉熔炼, 将熔炼好的铸锭加热到1200℃并保温2h, 空冷至室温, 然后锻造成尺寸为100mm×30mm的方坯热轧板.热轧至厚度为4mm的热轧板, 空冷至室温; 最后冷轧至1mm厚.将冷轧板放入650℃电阻炉中, 保温5min后水冷至室温.根据前期研究结果^[19], 经过650℃保温5min后淬火的试样能获得优异的力学性能, 因而采用此热处理工艺.

拉伸试样的尺寸如图 1所示, 平行于轧制方向切取.进行不同应变速率下的室温拉伸, 应变速率分别为2×10^-4, 2×10^-3, 2×10^-2, 2, 20和200s^-1, 得到不同应变速率下的拉伸曲线.采用SEM, TEM, XRD对拉断前后的试样进行微观组织观察.

图 1(Fig. 1)

图 1 拉伸试样尺寸图(单位:mm) Fig.1 Sample dimensions in tensile test

图 2为试验钢在不同应变速率下的工程应力-应变曲线.应力-应变曲线有非常明显的屈服阶段, 且屈服阶段的长度随应变速率的增加而增加; 在应变速率达到200s^-1时, 由于惯性力的作用, 拉伸曲线呈现出剧烈的上下波动现象.

图 2(Fig. 2)

图 2 不同应变速率下的工程应力-应变曲线 Fig.2 Engineering stress-strain curves at different strain rates (a)—2×10-4~2×10-2s-1; (b)—2~200s-1.

表 1为试验钢在不同应变速率下的屈服强度、抗拉强度和总伸长率之间的关系.由表 1可知, 随应变速率的增加, 屈服强度在950~1050MPa之间波动, 变化不明显; 抗拉强度由1456MPa下降到1086MPa.分析认为材料刚产生屈服时, 变形量较小, 绝热温升、TRIP效应^[20]不明显, 故屈服强度变化小.总伸长率在38.2%~48.2%之间变化, 在应变速率为2×10^-4~20s^-1时, 随应变速率的增加由48.2%降低到38.2%, 在应变速率为20~200s^-1时, 由38.2%上升至44%.

表 1(Table 1)

表 1 不同应变速率下的力学性能 Table 1 Mechanical properties at different strain rates 应变速率/s-1 0.0002 0.002 0.02 2 20 200 屈服强度/MPa 1035 1000 994 1018 975 972 抗拉强度/MPa 1456 1250 1200 1195 1136 1086 总伸长率/% 48.2 43.1 42.9 40.5 38.2 44.0

表 1 不同应变速率下的力学性能 Table 1 Mechanical properties at different strain rates

图 3为试验钢在拉伸前的组织, 主要有奥氏体基体和铁素体, 奥氏体和铁素体的形状为板条状和等轴状.图 4为试验钢的XRD谱图.通过式(1)可计算拉伸前和不同应变速率下试验钢的奥氏体体积分数^[21], 计算结果见表 2.

(1)

图 3(Fig. 3)

图 3 试验钢拉伸前的显微组织 Fig.3 Microstructure of the samples before tensile test (a)—SEM; (b)—TEM，板条状的奥氏体; (c)—TEM，等轴状的奥氏体.

图 4(Fig. 4)

图 4 试验钢的XRD谱图 Fig.4 XRD pattern of tested steel

表 2(Table 2)

表 2 拉伸前和不同应变速率下奥氏体体积分数 Table 2 Volume fraction of austenite before tensioning and at different strain rates 应变速率/s-1 0 0.0002 0.002 0.02 2 20 200 奥氏体体积分数/% 72.2 22.3 26.8 57.2 62.6 50.6 53.9

表 2 拉伸前和不同应变速率下奥氏体体积分数 Table 2 Volume fraction of austenite before tensioning and at different strain rates

式中：φ_γ为奥氏体体积分数; I_γ为奥氏体在晶面为(200)、(220)、(311)处衍射峰的积分强度; I_α为铁素体在晶面为(200)、(211)处衍射峰的积分强度.通过式(1)计算可得试验钢的初始组织为72.2%奥氏体+铁素体.在应变速率为2×10^-4~2×10^-3s^-1下拉断后, 奥氏体体积分数变为22.3%~26.8%, TRIP效应明显, 抗拉强度和总伸长率较高; 在应变速率为2×10^-2~2s^-1下拉断后, 残余奥氏体体积分数为60%左右, TRIP效应被抑制, 抗拉强度和总伸长率下降; 在应变速率为20~200s^-1下, 残余奥氏体体积分数稳定在50%左右, TRIP效应增强.下降的原因可能是在应变速率2~200s^-1下产生奥氏体孪晶交割, 交割处为马氏体相变提供更多的形核点, 导致奥氏体体积分数下降^[22].

大量研究结果表明, 材料的层错能随着应变速率的增加而提高, 从而影响变形机制^[3-8].根据文献[23]中的层错能公式计算出应变速率0.02s^-1和20s^-1下的奥氏体层错能分别为13.9，17.2mJ/m², 层错能的变化是由于20s^-1应变速率下拉伸会产生较大的绝热温升, 使其层错能增加^[24].发生TRIP效应的层错能在18mJ/m²以下, 发生TWIP效应在12~35mJ/m²之间^[25], 所以理论上中、高应变速率下TRIP效应和TWIP效应可以共存.

图 5为试验钢不同应变速率下拉断后的显微组织, 与初始的板条状铁素体和奥氏体组织(图 3)对比发现, 当应变速率为2×10^-3s^-1时, 组织被明显拉长, 说明试样主要受到正应力的作用; 当应变速率为2×10^-2s^-1时, 组织被拉长并发生扭曲, 说明试样受到正应力和剪切应力共同作用; 当应变速率为2×10²s^-1时, 部分铁素体和奥氏体被切断, 如图 6c圈中所示, 说明试样主要受到剪切应力的作用.

图 5(Fig. 5)

图 5 试验钢不同应变速率下拉断后的TEM照片 Fig.5 TEM micrographs of the fractured samples at different strain rates (a)—2×10-3s-1; (b)—2×10-2s-1; (c)—2×102s-1.

图 6为试验钢不同应变速率下拉断后的孪晶组织, 在应变速率为2×10^-2s^-1下进行拉伸试验后, 组织中出现奥氏体孪晶(图 6a)和马氏体孪晶(图 6b), 奥氏体孪晶片间距为0.12μm; 在应变速率为200s^-1时, 组织中只出现奥氏体孪晶(图 6c), 奥氏体孪晶片间距为0.08μm, 并生成与一次孪晶相互垂直的二次孪晶(图 6d), 未观察到马氏体孪晶.结合图 5可知, 在应变速率为2×10^-2s^-1时, TRIP效应减弱, TRIP和TWIP效应共存; 而应变速率为200s^-1时, 奥氏体孪晶片间距减小, 出现孪晶交割, TWIP效应增强, 从而使总伸长率比应变速率为2×10^-2s^-1时增加, 符合表 1中力学性能的变化规律.

图 6(Fig. 6)

图 6 试验钢不同应变速率下拉断后的孪晶组织 Fig.6 TEM micrographs of twins in the fractured samples at different strain rates (a), (b)—2×10-2s-1; (c), (d)—200s-1.

图 7为低应变速率(2×10^-4~2×10^-3s^-1)下试验钢的断口裂纹, 可以观察到裂纹呈台阶式扩展; 而在中高应变速率(2×10^-2 ~200s^-1)下则没有观察到裂纹.这说明低应变速率下裂纹有充足的时间向不同方向扩展, 有利于局部应力的释放和传递, 从而提高了材料的强度和总伸长率; 而中高应变速率下, 时间短, 裂纹沿断裂方向快速扩展, 不会出现断口裂纹, 材料的力学性能下降.

图 7(Fig. 7)

图 7 试验钢不同应变速率下拉断后的断口裂纹 Fig.7 Fracture morphologies of the samples deformed at different strain rates (a)—2×10-4s-1; (b)—2×10-3s-1.

图 8为不同应变速率下的断口台阶.由图 8a, 图 8b可知, 应变速率为2×10^-3s^-1的台阶连接处分布着韧窝, 有利于提高强度和总伸长率; 由图 8c, 图 8d可知, 应变速率为20~200s^-1的台阶出现解理面(台阶连接处没有韧窝), 降低了力学性能.断口台阶的差异进一步验证了不同应变速率下试样的受力状态不同.

图 8(Fig. 8)

图 8 试验钢不同应变速率下拉断后的断口台阶 Fig.8 Fracture surfaces of the samples deformed at different strain rates (a)—2×10-3 s-1; (b)—图 8a方框处放大图; (c)—20s-1; (d)—200s-1.

图 9为不同应变速率下的断口韧窝.应变速率为2×10^-4s^-1时, 韧窝呈等轴状、韧窝较深, 而随着应变速率(2×10^-2~200s^-1)的增加, 韧窝被拉长从而呈卵形, 韧窝逐渐由深变浅.分析认为韧窝形态的不同是由于应变速率为2×10^-4s^-1时, 形成韧窝的微孔有足够的时间长大, 并且试样受到正应力的作用, 从而形成等轴状的深韧窝; 随着应变速率(2×10^-2~200s^-1)的增加, 微孔没有足够的时间长大, 并且试样受到剪切应力的作用, 韧窝生长受抑制的同时沿剪切方向被拉长, 因而形成的韧窝较浅且呈卵形.从图中还可以观察到, 在众多的小韧窝中出现少量的大韧窝, 大韧窝变化规律与小韧窝相同.

图 9(Fig. 9)

图 9 试验钢不同应变速率下拉断后的断口韧窝 Fig.9 Dimple morphologies in the fractured samples at different strain rates (a)—2×10-4s-1; (b)—2×10-2s-1; (c)—20s-1; (d)—200s-1.

1) 对Fe-11Mn-2Al-0.2C中锰钢进行不同应变速率(2×10^-4~2×10²s^-1)下的拉伸试验, 抗拉强度随应变速率的增加由1456MPa逐渐降低到1086MPa; 总伸长率在应变速率为2×10^-4~20s^-1处由48.2%降低到38.2%, 当应变速率增加到200s^-1时, 上升至44%.

2) 低应变速率下拉伸时TRIP效应显著; 中应变速率下TRIP效应被抑制; 高应变速率下TRIP和TWIP效应都增强.低应变速率下, 断口出现裂纹并沿台阶状扩展, 断口台阶连接处是韧窝过渡; 中高应变速率下是解理面过渡, 无断口裂纹.

3) 随着应变速率的增加, 试验钢的受力逐渐由正应力变为剪切应力, 试验钢的奥氏体和铁素体组织被拉长、扭曲、切断, 断口韧窝被拉长呈卵形.