軋制工藝對低碳中錳鋼微觀組織和力學行為的影響

吳存慧，劉龍飛，蔡志輝，盧立偉，吳志強

軋制工藝對低碳中錳鋼微觀組織和力學行為的影響

吳存慧1a，劉龍飛1a，蔡志輝2，盧立偉1a，吳志強1b

（1. 湖南科技大學 a. 材料科學與工程學院；b. 先進礦山裝備教育部工程研究中心，湖南 湘潭 411201；2. 太原科技大學 機械工程學院，太原 030024）

研究熱軋和溫軋兩種軋制工藝對低碳中錳鋼的微觀組織演變和力學性能的影響規律，闡明兩種軋制工藝對馬氏體轉變和應變硬化行為的影響。通過對熱軋和溫軋兩種軋制工藝得到的實驗鋼進行拉伸性能測試，分析溫軋后實驗鋼強塑性同步提升的現象，通過EBSD數據分析，測量熱軋和溫軋實驗鋼中馬氏體的轉變量，并對兩種軋制工藝拉伸后實驗鋼的斷裂行為進行討論。高溫區軋制后，得到穩定性較差的粗大奧氏體組織，雖然其馬氏體轉變量較高，但是其伸長率和抗拉強度較低（抗拉強度為757.9 MPa，伸長率為13.1%）；兩相區溫度進行中高溫軋制后，可以得到多尺度、穩定性適中的奧氏體組織，顯著提高材料的伸長率和抗拉強度（其抗拉強度為1313.2 MPa，伸長率為35.8%），獲得較優的綜合力學性能。通過合金成分優化設計，采用兩相區軋制工藝，調整奧氏體穩定性，可以簡化制備流程并獲得高強塑性中錳鋼。

中錳鋼；奧氏體穩定性；力學行為；組織演變

中錳鋼（錳的質量分數為5%～15%）具有良好的強度和延性組合，可以滿足日益增長的汽車輕量化和高安全性的要求，近年來成為研究熱點[1—3]。這類中錳鋼具有優異的力學性能，主要基于奧氏體逆轉變（Austenite reverted transformation，ART）而獲得超細晶鐵素體+奧氏體兩相組織[4—5]。過去10年，許多學者做出了大量關于中錳鋼臨界退火處理和微觀形貌對力學性能影響的研究工作。常見制備高性能中錳鋼方法有熱軋（Hot rolling，HR）、溫軋（Warm rolling，WR）和冷軋（Cold rolling，CR），再配合適當的熱處理工藝以獲得良好的綜合性能。如Han J等[6]對7Mn-0.1C-0.5Si中錳鋼進行研究發現，熱軋+兩相區退火時獲得的抗拉強度為1227 MPa，冷軋+兩相區退火時獲得抗拉強度為1397 MPa。Bin Hu等[7]研究了溫軋+兩相區退火對Fe-0.45C-2Al-10Mn-0.7V中錳鋼微觀組織演變及力學性能的影響，研究結果表明，溫軋溫度對殘余奧氏體形貌和穩定性產生重要影響，進而影響其強化變形機制，同時得出在600 ℃軋制+兩相區退火可以獲得最佳的綜合力學性能。

隨著能源和環境問題日益嚴重，采用簡化工藝獲得高強塑性材料成為大家日益關注的問題，優化合金成分、調控軋制制度、減少后續熱處理過程成為簡化制備高性能鋼鐵材料的重要思路[8—9]。當前中錳鋼在生產制備過程中大都采用兩相區退火工藝，有些甚至進行多階段退火，導致生產工藝復雜，生產效率降低。目前大量研究都集中在對軋制工藝+兩相區退火所獲得的微觀組織和力學行為進行討論，而對直接軋制后的中錳鋼微觀組織和力學行為的討論較少。中錳鋼經熱軋及溫軋后所獲得的亞穩奧氏體的微觀組織和形貌不同，奧氏體穩定性也不同，對力學行為的影響也將產生巨大差異[10—11]。文中通過在不同的溫度區間對中錳鋼進行熱軋和溫軋，探索微觀組織與力學性能隨軋制工藝變化的規律，提出簡化制備高性能中錳鋼的方法，進而提高中錳鋼的綜合性能。

1 實驗

中錳鋼經50 kg真空冶煉爐熔煉，其化學成分（質量分數）如下：Mn為12.5%，C為0.2%，Al為2%，余量為Fe。采用Jmatpro相圖計算軟件計算了該實驗鋼在不同溫度時的相組組成，Fe-12.5Mn-2Al-0.2C鋼在不同溫度時的相體積分數見圖1，可以看出，其兩相區溫度區間為550～700 ℃。為了獲得雙相奧氏體基體中錳鋼，文中選取600 ℃為溫軋溫度。熔煉好的坯料經熱鍛后得到30 mm×100 mm截面尺寸的鍛坯，隨后在高溫箱式爐中加熱至1150 ℃，保溫2 h，使實驗鋼合金成分均勻化，然后在1050～900 ℃溫度下進行熱軋，軋后空冷至室溫，熱軋板的最終厚度約為2.5 mm。將部分鍛坯采用相同工藝熱軋至6 mm，將6 mm的熱軋試樣加熱至600 ℃并保溫2 h，再在600 ℃進行溫軋至2.5 mm，空冷至室溫。根據ASTM（American society for testing and materials，美國材料與試驗協會）E8/E8M—2013a標準，以RD（軋制方向）為縱向，將熱軋試樣和溫軋試樣的板材切割成標準拉伸試樣，試樣標距段尺寸為25 mm×6 mm，總長度為100 mm，在INSTRON 8802電液伺服力學性能測試機上進行室溫拉伸實驗，測試力學性能。將變形前后的樣品切割成待檢測樣品。采用ZEISS公司的Sigma300場發射電子顯微鏡對熱軋和溫軋樣品進行電子背向散射衍射（Electron back-scattered diffraction，EBSD）分析、能譜分析（Energy dispersion spectrum，EDS）和斷口掃描分析。EBSD樣品經用體積比為13︰2的乙醇高氯酸溶液進行電解拋光，拋光時間為10 s，電壓為26 V。

圖1 Fe-12.5Mn-2Al-0.2C鋼在不同溫度時的相體積分數

2 結果與分析

2.1 軋制工藝對微觀組織演化的影響

圖2為熱軋（圖2a—c）和溫軋（圖2d—f）實驗鋼拉伸變形前的EBSD結果，圖2a和圖2d分別為熱軋和溫軋實驗鋼相分布，圖2a和d中綠色代表面心立方（Face-centered cubic，FCC）相，藍色代表體心立方（Body-centered cubic，BCC）相，文中將大于10°的晶界定義為大角度晶界，以黑粗線表示；2°～10°為小角度晶界，用黑細線標出。根據EBSD分析結果可知，在熱軋工藝條件下，實驗鋼的微觀組織幾乎都是奧氏體組織，FCC和BCC的體積分數分別為99.8%和0.2%，并且有明顯的軋制帶狀分布特征。在溫軋工藝條件下，實驗鋼微觀組織由FCC和BCC兩相構成，其中FCC占59.7%，BCC占40.3%。這是由于溫軋變形溫度在兩相區內，并且變形累積了大量的形變儲能，導致高溫-F相區的擴大在冷卻過程中保留了下來。通過對熱軋和溫軋后的試樣進行EDS分析發現，奧氏體中錳的質量分數分別為12.5%和13.1%。這可能是由于兩相區形變使碳、錳溶質原子在奧氏體中富集，以獲得穩定細小的奧氏體組織[12—13]。相對于溫軋中錳鋼，熱軋中錳鋼中的碳、錳含量較少發生富集，導致其奧氏體內錳含量較溫軋低。

從圖2a和2d還可以看出，在熱軋實驗鋼中，小角度晶界主要分布在奧氏體晶界和孿晶界附近；在溫軋實驗鋼中，小角度晶界較為均勻地分布在FCC和BCC的晶界和晶內。圖2c為熱軋和溫軋態實驗鋼拉伸變形前的取向差分布情況，可以看出，兩種鋼晶粒內主要是平直的退火孿晶和小角度晶界，并且熱軋實驗鋼的大角度晶界比例要高于溫軋實驗鋼，溫軋實驗鋼的小角度晶界比例則高于熱軋實驗鋼，說明晶粒內缺陷密度較大和內應力較高。這主要是由于熱軋實驗鋼在軋制過程中溫度高于溫軋實驗鋼，導致產生部分再結晶，且位錯等缺陷產生湮滅，而溫軋過程由于形變溫度較低，在軋制變形過程中產生的高密度位錯保存至室溫。

圖2b和圖2e分別為熱軋和溫軋實驗鋼的局域取向差（Kernel average misorientation，KAM）。局域取向差[14—15]是指EBSD面掃描數據中每個晶粒內部任一數據點與相鄰數據點之間的取向差，對晶粒內部取向的細微變化敏感，利用局域取向差可以研究塑性變形中晶粒內部的取向變化，盡管不能直接測量位錯密度，但是可以通過取向變化來衡量變形金屬中位錯密度的相對大小。從圖2b和2e可以看出，晶界附近呈現綠色和黃色，這可能是由于在晶界附近，缺陷和應變比較集中，在軋制過程中先產生變形，導致晶界附近位錯密度相對較大。對比熱軋和溫軋FCC相的KAM可以看出，溫軋實驗鋼晶內大部分都是局域取向差值較大的黃色區域，而在熱軋實驗鋼內部仍有大量局域取向差值較小的藍色區域。熱軋樣品的平均KAM值比溫軋樣品低（WR試樣為0.45，HR試樣為0.95），如圖2f所示，說明實驗鋼通過溫軋引入了大量的晶體缺陷并且保留至室溫，如位錯和變形帶等。綜上所述，軋制工藝對于低碳中錳鋼的微觀組織演化產生了顯著的影響，同時也必將顯著影響其力學行為。

圖2 熱軋和溫軋實驗鋼拉伸變形前的EBSD

2.2 軋制工藝對力學行為的影響

圖3為熱軋（圖3a和b）和溫軋（圖3c和d）實驗鋼的力學性能曲線和應變硬化率曲線，從圖3a可以看出，熱軋后的實驗鋼強度和塑性較低，其抗拉強度為757.9 MPa，伸長率為13.1%；溫軋后的實驗鋼強度和塑性均大幅提高，其抗拉強度為1313.2 MPa，伸長率為35.8%，如圖3c所示，此時材料的抗拉強度高于傳統Fe-Mn-C系的中錳鋼，其強塑積約為47 GPa·%，達到傳統TWIP鋼的性能。對比熱軋實驗鋼，其強度提高了555.3 MPa，伸長率提升22.7%。通過力學性能的測試，采用溫軋工藝能有效提高中錳鋼的綜合力學性能。

圖3b和d分別為熱軋和溫軋實驗鋼的應變硬化率曲線，可以看出，這兩種實驗鋼表現出不同的應變硬化行為，熱軋實驗鋼在塑性變形過程中表現出較為平緩上升的應變硬化率特征，初期的應變硬化率較低，中后期具有較高的應變硬化率，而溫軋實驗鋼的應變硬化率在變形初期較快上升，應變硬化率較高，在變形過程中始終維持在較高的應變硬化率。對于熱軋實驗鋼，存在大量晶粒粗大的奧氏體組織，粗化的奧氏體穩定性不高，容易發生形變誘導馬氏體相變[16]，所以在真應變為0～0.05的階段，加工硬化率有明顯提升，后期穩定在4000 MPa左右。溫軋實驗鋼中，奧氏體形貌尺寸差別較大，奧氏體的穩定程度也呈現較大差別。在變形初期，較大尺寸的鐵素體晶粒在變形時更容易累積可動位錯[17]，由于鐵素體體積分數的限制，在變形初期難以產生大量的可動位錯，導致應變硬化率較熱軋實驗鋼低，在真應變為0～0.05階段的后期，穩定在2000 MPa左右。隨著變形量的增大，相變產生的馬氏體和殘余奧氏體間的硬度差會增加應變配分，進而促進形變誘導馬氏體相變進行[18]，所以在應變硬化率的中后期階段，兩種實驗鋼都會由于TRIP效應帶來顯著的加工硬化能力。從圖3b可以看出，熱軋實驗鋼表現出持續的加工硬化，在變形后期應變硬化率在6000～8000 MPa內變化，而溫軋實驗鋼隨著變形量的增大，穩定性較高的殘余奧氏體發生形變誘導馬氏體相變，同時馬氏體本身作為硬相具有較高的加工硬化能力，在真應變為0.05～0.1的階段，溫軋實驗鋼的應變硬化率顯著提升至5000～6000 MPa，如圖3d所示。還可以看出，熱軋態和溫軋態實驗在塑性變形時均帶有鋸齒狀形變特征，這些鋸齒狀的流變應力導致加工硬化率曲線出現了較大程度的波動[19]。

圖3 熱軋和溫軋實驗鋼應力應變曲線和應變硬化率曲線

圖4為熱軋（圖4a—c）和溫軋實驗鋼（圖4d—f）拉伸變形后的EBSD結果，圖4a和圖4d分別為熱軋和溫軋實驗鋼相分布情況。根據EBSD分析結果可知，拉伸變形后，兩種實驗鋼微觀組織都由FCC和BCC兩相構成，其中熱軋實驗鋼FCC和BCC的體積分數分別為35.9%和64.1%，溫軋實驗鋼FCC和BCC的體積分數分別為6.2%和93.8%，熱軋和溫軋試樣的馬氏體轉變量分別為63.9%和53.5%。這可能是由于二者的奧氏體穩定性不同，一方面變形前原熱軋和溫軋實驗鋼中奧氏體的錳的質量分數分別為12.5%和13.1%，隨著碳、錳元素的富集，奧氏體穩定性升高；另一方面原熱軋實驗鋼中存在大量粗大的奧氏體晶粒形貌，而溫軋實驗鋼則為多尺度的奧氏體晶粒形態，隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，其奧氏體穩定性降低[12—13]。綜上所述，穩定性較低的熱軋實驗鋼在形變過程中將誘導更多的馬氏體相變。

圖4b和4e分別為熱軋和溫軋實驗鋼拉伸變形后的KAM分布結果，可以看出，拉伸變形后，兩種實驗鋼晶內局域取向差值較大的黃色區域均明顯增加，熱軋試樣中仍保留少部分局域取向差值較小的藍色區域，而溫軋試樣基本被局域取向差值較大的黃色區域覆蓋，說明溫軋試樣拉伸變形后，晶內產生了塑性變形，塑性變形更為均勻。圖4c和4f分別為熱軋態實驗鋼和溫軋態實驗鋼的KAM統計結果，可以看出，溫軋變形后FCC和BCC相的平均KAM值均高于熱軋試樣，說明溫軋實驗鋼FCC和BCC兩相的位錯密度更高，產生了更為顯著的強化效果，這與文中溫軋實驗鋼拉伸變形的硬化效果（抗拉強度減去屈服強度，WR約為700 MPa，HR約為400 MPa）大于熱軋實驗鋼相符。綜上所述，結合熱軋和溫軋實驗鋼的應變硬化行為進行綜合分析，尺寸粗大的熱軋殘余奧氏體先發生轉變，而尺寸較小的殘余奧氏體穩定性較好，主要在變形后期發生相變[20]，使溫軋實驗鋼中殘余奧氏體發生連續漸進的轉變，即連續漸進的TRIP效應發生，是獲得最佳力學性能最主要的原因，馬氏體轉變量并不是決定中錳鋼力學性能的決定因素。

圖4 熱軋和溫軋實驗鋼拉伸變形后的EBSD

圖5為溫軋實驗鋼拉伸變形前（圖5a—c）和拉伸變形后（圖5d—f）的取向差分布結果。從圖5a—c可以看出，兩相區中溫變形后，在微區內出現大量小角度晶界，說明其基體內部出現大量位錯增殖；而在拉伸變形后的試樣中，截取一定長度的取向差進行分析發現，在較小的區域出現密集的大角度晶界分布，如圖5d—f所示，這可能是由于拉伸變形過程中，殘余奧氏體發生馬氏體轉變，造成的體積膨脹對周圍微觀組織產生壓應力，從而促使局部產生微應變，并且隨著變形量的增大，其取向差顯著增大。同時觀察變形后的取向也可以發現，不同位向的晶粒更為細小，其位錯滑移也更為復雜，相關研究也表明，晶粒越細小，不同位向的晶粒越多，越有利于塑性變形，在強度提升的同時，塑性也可以明顯改善[21—22]。

2.3 軋制工藝對斷裂行為的影響

熱軋（圖6a—c）和溫軋（圖6d—f）實驗鋼拉伸斷口形貌如圖6所示，熱軋試樣的斷裂面與正應力垂直，出現多條裂紋，如圖6a所示；溫軋試樣的斷口粗糙，呈現明顯的分層斷裂特征，如圖6d所示。分層斷裂可以釋放應力，同時改變裂紋的走向，使裂紋擴展更曲折，從而能夠吸收大量的能量[23]。為了更好地分析兩種實驗鋼的斷裂特性，對其局部進行了放大觀察，圖6b和6c為熱軋拉伸斷口的局部放大結果，圖6e和6f為溫軋拉伸斷口的局部放大結果。從圖6b和6e可以看出，熱軋試樣的斷口表面出現的裂紋寬度要明顯小于溫軋試樣，同時熱軋試樣裂紋附近斷口出現準解理斷裂和韌窩兩種斷裂特征，并且伴隨多條微裂紋出現，如圖6c所示。從圖6c還可以看出，裂紋基本沿著軋制方向，并與奧氏體晶界方向一致，裂紋擴展方向表現出沿原奧氏體晶界斷裂的特征。溫軋試樣開裂附近主要為細小的韌窩，為明顯的韌性斷裂特征，如圖6f所示。從圖6f還可以看出，韌窩存在兩種形態，一種是實心韌窩，一種是空心韌窩。實心韌窩占據大部分斷口形貌特征，空心韌窩小且分布較為分散。對于溫軋試樣開裂附近并沒有出現明顯的沿原奧氏體晶界斷裂的特征，這可能是由于在溫軋過程中，其具有較高的形變儲能，實驗材料的組織發生回復再結晶，原奧氏體晶界消失。結合EBSD分析也發現，溫軋試樣由于在變形過程中形成較多的大角度晶界，裂紋遇到這些大角度晶界時，會改變擴展方向，并延長其擴展路徑，從而消耗更多能量。大角度晶界含量越多，裂紋擴展過程中擴展路徑越長，所需能量越高，韌性越好，導致溫軋實驗鋼表現出更好的韌性。

圖5 溫軋實驗鋼拉伸變形前后的EBSD取向

圖6 熱軋和溫軋實驗鋼拉伸斷裂形貌

3 結語

1）采用簡化兩相區退火的工藝開發了低碳中錳鋼，在兩相區溫度區間進行中溫軋制，一方面在奧氏體內引入了大量位錯，另一方面也細化了奧氏體晶粒，形成多尺度的奧氏體晶粒形貌分布；而低碳中錳鋼經過高溫熱軋后，形成粗大的奧氏體組織。

2）熱軋實驗鋼強度和塑性較低，其強抗拉強度為757.9 MPa，伸長率為13.1%；而溫軋后的實驗鋼強度和塑性均大幅提高，其抗拉強度為1313.2 MPa，伸長率為35.8%，對比熱軋后的樣品，其強度提高了555.3 MPa，伸長率提升22.7%。

3）奧氏體的穩定性對實驗鋼的力學行為有較大影響，并且隨著軋制工藝的不同而產生顯著差異。中溫變形使碳、錳溶質原子在奧氏體中富集，并且獲得多尺度奧氏體組織，奧氏體穩定性較高。對于熱軋后形成的粗大奧氏體晶粒，富集到該奧氏體中的碳、錳含量相對較少，則穩定性較差；通過調整奧氏體的穩定性，使奧氏體穩定性適中，才能使TRIP效應不會過早或過晚發生，可顯著提高材料的伸長率和抗拉強度，得到較優的綜合力學性能。

4）熱軋試樣斷口中呈現出多條裂紋擴展，同時裂紋附近出現準解理斷裂和韌窩兩種斷裂特征共存，并且伴隨微裂紋出現；溫軋試樣呈現分層開裂的斷裂特征，其裂紋寬度大于熱軋試樣，其裂紋附近主要是大量韌窩分布，表現出較好的斷裂韌性。

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Effect of Rolling Process on Microstructure and Mechanical Behavior of Low Carbon Medium Manganese Steel

WU Cun-hui1a, LIU Long-fei1a, CAI Zhi-hui2, LU Li-wei1a, WU Zhi-qiang1b

(1. a. School of Material Science and Engineering; b. Engineering Research Center of Advanced Mining Equipment, Ministry of Education, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China; 2. School of Mechanical Engineering, Taiyuan University of Science and Technology, Taiyuan 030024, China)

This work aims to study the effects of hot rolling and warm rolling on the microstructure evolution and mechanical properties of low carbon medium manganese steel, and to clarify the influence of two manufacturing processes on martensite transformation and strain hardening behavior. By testing the tensile properties of experimental steel of the two manufacturing processes of hot rolling and warm rolling, the phenomenon of simultaneous increase in strength and plasticity of experimental steel after warm rolling was analyzed; through the EBSD data analysis, the amount of martensite transformation in hot-rolled and warm-rolled experimental steels was measured, and the fracture behavior of the experimental steels after two rolling processes was discussed. The high temperature rolling method is used to obtain a coarse austenite structure with poor stability. Although its martensite transformation amount is high, its elongation and tensile strength are poor (tensile strength is 757.9 MPa, elongation is 13.1 %); while a multi-scale, moderately stable austenite structure can be obtained by two-phase zone rolling, the elongation and tensile strength of the material are significantly improved (the tensile strength is 1313.2 MPa, 35.8%), and the better comprehensive mechanical properties are obtained. By optimizing the composition of the alloy, adopting the two-phase rolling process and adjusting the austenite stability, the preparation process can be simplified and the medium manganese steel with high strength and plasticity can be obtained.KEY WORDS: medium manganese steel; austenite stability; mechanical behavior; microstructure evolution

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.03.010

TG335

A

1674-6457(2021)03-0089-08

2021-03-27

國家自然科學基金（51704112）

吳存慧（1997—），女，碩士生，主要研究方向為先進高強鋼力學行為。

劉龍飛（1975—），男，博士，教授，主要研究方向為金屬材料塑性變形行為。