代曉莉 郭 佳 劉 杰

(1. 首鋼技術研究院，北京 100043； 2. 綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室，北京 100043)

近年來，汽車工業(yè)迅猛發(fā)展，已逐步成為發(fā)達國家的支柱產(chǎn)業(yè)。但是隨著人們對環(huán)境、安全、節(jié)能等要求的進一步提高，汽車用鋼的高強度、減重問題也越來越受到世界范圍內(nèi)汽車鋼行業(yè)的重視。相關研究表明，在同等條件下，汽車整車質(zhì)量每降低10%，油耗可降低8%～10%[1- 2]。因此，各大鋼鐵企業(yè)開始著力發(fā)展汽車用高強度鋼板，以實現(xiàn)汽車輕量化[3- 4]。

現(xiàn)代先進高強度鋼有多種，如烘烤硬化(bake hardening, BH)鋼、相變誘導塑性(twinning induced plasticity, TRIP)鋼、孿晶誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity, TWIP)鋼等。其中TWIP鋼是目前研究較廣泛的第二代超高強度鋼，不僅具有優(yōu)異的強塑性、高能量吸收能力，還有因變形孿晶導致的高加工硬化性能[5- 6]。從現(xiàn)代汽車用鋼對高強度和高塑性的要求來看，TWIP鋼是最佳選擇。該鋼種多用于制造變形程度大且安全要求高的車身零部件，如保險杠、A柱、橫梁等。安賽樂米塔爾和浦項等均已成功研發(fā)出TWIP鋼，并供一些汽車企業(yè)使用。國內(nèi)目前僅鞍鋼和寶鋼具備TWIP鋼的工業(yè)化生產(chǎn)能力，但尚處于起步階段。

TWIP鋼的成分主要是Fe，添加質(zhì)量分數(shù)為15%～30%的Mn，并加入一定量的Al和Si，還加入少量的Ni、V、Mo、Cu、Ti、Nb等[7- 8]。本文采用控軋控冷工藝制備了不同錳含量(5%～20%，質(zhì)量分數(shù))熱軋TWIP鋼，研究了錳對鋼的顯微組織、力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗設計了3種不同成分的熱軋TWIP鋼，編為1號、2號和3號，對應Mn的質(zhì)量分數(shù)分別為5%、15%和20%。采用50 kg真空感應爐冶煉試驗鋼，其實際檢測成分見表1。

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

將試驗鋼坯料加熱到1 200 ℃，保溫2 h使坯料溫度均勻化，然后采用粗軋、精軋控制軋制。粗軋階段開軋溫度為1 150 ℃左右，每道次變形量設為20%～30%，以充分細化奧氏體晶粒，粗軋后空冷至950 ℃進行精軋。精軋前兩個道次變形量為25%，目的是在奧氏體晶粒內(nèi)部形成高密度的形變帶，為后續(xù)相變過程提供更多的形核點，精軋最后一個道次采取小壓下量來控制板形?？紤]到鋼的熱變形抗力高，為減輕熱軋輥的負荷，終軋溫度設為900 ℃左右。軋制成品厚度為7 mm。為了防止變形奧氏體晶粒在相變前冷卻過程中長大，水冷至600 ℃左右空冷。

沿鋼板縱向切取拉伸試樣，拉伸試驗在萬能材料試驗機上進行；金相試樣經(jīng)磨拋后在4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液中浸蝕10 s左右，然后在掃描電鏡下觀察其微觀組織及拉伸斷口形貌；采用多功能X射線衍射儀測定鋼中殘留奧氏體的體積分數(shù)，并利用掃描電鏡的EBSD(電子背散射衍射)附件對鋼中的孿晶進行定量分析。

2 試驗結果與分析

2.1 微觀組織

不同錳含量熱軋TWIP鋼的微觀組織如圖1所示。

圖1 熱軋TWIP鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the hot- rolled TWIP steel

XRD測得1號、2號和3號試驗鋼中殘留奧氏體體積分數(shù)分別為10.9%、100%和100%。

為了進一步了解試驗鋼的孿晶變形行為，觀察變形過程中微觀組織的變化規(guī)律，對2號試驗鋼分別施加6%、10%和20%的預應變，并以10-3s-1的速率進行拉伸，再對預拉伸試樣進行EBSD微觀組織表征。圖2分別為經(jīng)6%、10%和20%變形的試驗鋼中的孿晶組織形貌?？梢钥闯?，隨著變形量的增加，試驗鋼中的形變孿晶明顯增多，孿晶比例由6.5%提高到8.2%，晶粒尺寸減小。

當錳的質(zhì)量分數(shù)較低(如5%)時，在一般的軋制條件下基本不能得到單一的奧氏體組織，難以達到高錳鋼的性能，一般不會發(fā)生TWIP效應。

當錳的質(zhì)量分數(shù)高于15%時，常溫下可以得到單一奧氏體組織，并得到體積分數(shù)約8%的片狀孿晶組織。施加一定的外加載荷后，奧氏體晶粒內(nèi)部尤其是在孿晶中會產(chǎn)生一定量的形變孿晶，孿晶比例隨著外加載荷的增加而增加。由于孿晶界會阻礙位錯移動和滑移變形，孿生變形被不斷的激發(fā)，從而延遲頸縮的發(fā)生，有效提高了試驗鋼的延展性。同時， 由于孿生變形會改變晶體位向，使某些原來處于不利的滑移系轉化到有利于發(fā)生滑移的位置，從而使滑移系發(fā)生運動；孿生變形增加了塑性變形的方式，這些都有利于基體金屬均勻變形；孿生變形本身也有一定的塑性形變量，所以孿生變形有利于提高基體金屬的塑性。

圖2 試驗鋼的孿晶組織形貌Fig.2 Twin morphologies of the experimental steels

2.2 力學性能

試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率測試結果如圖3所示。

圖3 試驗鋼的屈服強度、抗拉強度及斷后伸長率Fig.3 Yield strength, tensile strength and elongation of the experimental steels

圖3顯示，當Mn的質(zhì)量分數(shù)從5%升高到15%時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度明顯降低；當Mn的質(zhì)量分數(shù)從15%升高到20%時，強度下降減緩，且屈服強度在Mn的質(zhì)量分數(shù)為20%時略有提高。隨著Mn含量的提高，斷后伸長率逐漸增加，當Mn的質(zhì)量分數(shù)為20%時達到最高，為69%。

雖然Mn是比較弱的奧氏體形成元素，但具有強烈穩(wěn)定奧氏體組織的作用。隨著Mn含量的不斷增加，鋼中奧氏體不斷增多， 馬氏體逐漸減少，馬氏體為組織中的硬相，主要為鋼材提供強度，所以宏觀上表現(xiàn)為試驗鋼的塑性和韌性提高、強度降低。

2.3 斷口分析

試驗鋼的拉伸斷口形貌如圖4所示。Mn的質(zhì)量分數(shù)為5%的1號鋼發(fā)生了脆性斷裂，宏觀形貌比較齊平光滑， 斷口有解理臺階，類似于“花瓣”、“河流”狀的大面積解理，在脆斷面上分布著一些滑移線，這些條帶可能是位錯在滑移面上運動到一定程度分離后留下的痕跡。這種現(xiàn)象說明,在拉伸變形過程中晶體發(fā)生了滑移， 其斷口呈滑移分離的斷口形貌。Mn的質(zhì)量分數(shù)為15%的2號鋼的斷口呈少量韌窩與解理混合的斷口形貌，韌性介于1號和2號鋼之間。Mn的質(zhì)量分數(shù)為20%的3號鋼的斷口宏觀形貌粗糙，色澤灰暗，呈纖維狀，有大量細小、等軸狀韌窩，說明試驗鋼在變形過程中發(fā)生了韌性斷裂。

圖4 試驗鋼拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fracture morphologies of the experimental steels

3 結論

(1)隨著Mn的質(zhì)量分數(shù)由5%增加到20%，試驗鋼中奧氏體不斷增多，馬氏體逐漸減少，宏觀上表現(xiàn)為強度降低、塑性和韌性提高。當Mn的質(zhì)量分數(shù)超過15%時，強度下降趨勢減緩，屈服強度在Mn的質(zhì)量分數(shù)為20%時略有提高；當Mn的質(zhì)量分數(shù)為20%時，斷后伸長率最高，為69%。

(2)當Mn的質(zhì)量分數(shù)增加到約15%后，試驗鋼為完全奧氏體組織，拉伸試樣的斷裂方式由解理斷裂轉變?yōu)轫g窩斷裂。

(3)當錳的質(zhì)量分數(shù)較低(如5%)時，在一般的軋制條件下基本得不到單一的奧氏體組織；當錳的質(zhì)量分數(shù)高于15%時，常溫下可以得到單一奧氏體組織，并且伴有片狀孿晶組織。