終軋溫度對Cu合金化Fe-18Mn-0.6C TWIP鋼微觀組織和力學性能的影響

張文文， 董福濤， 劉云雙， 田亞強， 陳連生

(華北理工大學 教育部現代冶金技術重點實驗室， 河北 唐山 063210)

隨著人們物質生活水平的提高，汽車在城市交通運輸中的比重越來越大，同時城市居民對汽車的需求也與日俱增。近年來汽車行業在我國經濟中的地位日益提高，并逐漸發展成為一個支撐與推動我國經濟健康快速增長的關鍵行業之一。為了充分滿足汽車用鋼對經濟性、環保性、高性能等的要求，國內外研究和開發了多種具有特殊價值的高強度型鋼(High strength steel, HSS)和先進高強度鋼(Advance high strength steel, AHSS)。據國際鋼鐵工業協會在超輕鋼車體 (Ultra light steel auto body, ULSAB)項目中表明，若車身90%采用高強度鋼(或先進高強度鋼)能夠減少25%的質量且生產成本也低于傳統鋼材[1-2]。鋼材在降低車身質量、制造成本以及提高安全性能等方面仍然是目前最適合的汽車用材料[3]。孿晶誘發塑性(Twinning induced plasticity, TWIP)鋼具有高強度、高塑性、高加工硬化性和抗沖擊性等優異的力學性能。經過成分篩選，Fe-18Mn-0.6C TWIP鋼[4]距離市場應用最為接近，其研發和實用化對汽車用鋼板產業和新型汽車制造產業的結構調整與轉型都起著重要作用，具有巨大的市場經濟發展潛力。本文研究了不同終軋溫度對TWIP鋼顯微組織和力學性能的影響，為進一步優化TWIP鋼的熱軋工藝參數提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗用TWIP鋼為Cu合金化Fe-18Mn-0.6C鋼，采用真空感應爐熔煉并鑄成鋼錠，隨后鍛成尺寸為(40～45) mm×80 mm×100 mm的矩形坯料，其化學成分如表1所示。將坯料隨爐加熱到1200 ℃后保溫2 h，然后在450 mm單機架二輥可逆熱軋機上進行軋制，將終軋溫度分別控制在1000 ℃和900 ℃左右(即高溫終軋和低溫終軋)，終軋厚度在13 mm左右，軋后立即水淬至室溫。從熱軋板上取金相試樣，沿軋制方向取棒狀拉伸試樣(見圖1)和尺寸為10 mm×10 mm×55 mm標準沖擊試樣。金相試樣經400～2000號砂紙打磨、機械拋光后，先后采用體積分數4%硝酸酒精溶液和100 g/L偏重亞硫酸鈉(Na2S2O5)溶液腐蝕，再用光學顯微鏡(OM)進行組織觀察。拉伸試樣按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》標準使用SANS電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為5 mm/min，然后使用D/MAX2500PC型X射線衍射儀對拉伸后的試樣進行XRD分析。沖擊試樣采用AST MD7136型沖擊試驗機進行室溫沖擊試驗，然后采用Scios掃描電鏡(SEM)分別對拉伸斷口和沖擊斷口進行觀察。

表1 TWIP鋼的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the TWIP steel (mass fraction, %)

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 試驗結果與分析

2.1 微觀組織

圖2為TWIP鋼拉伸變形后的X射線衍射圖譜，可以看出，不同終軋溫度下試驗鋼在拉伸后的X射線衍射峰均屬于奧氏體，未出現其他相，表明該成分的TWIP鋼在變形前后均為單一的奧氏體組織，并未發生相變。

圖2 不同終軋溫度TWIP鋼在拉伸后的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the TWIP steel with different finishing rolling temperature after tensile test

圖3為TWIP鋼熱軋態的顯微組織形貌。可以看出，低溫終軋TWIP鋼的部分晶粒內存在形變孿晶，而高溫終軋TWIP鋼晶粒內的形變孿晶較少。在圖3(c)標記處可以看到一次孿晶和二次孿晶，且二次孿晶中出現不同方向的孿晶束相互交織的現象，這是因為當軋制溫度較低時，回復和再結晶作用較弱，組織內的位錯密度較大，更容易形成位錯塞積現象，隨著形變量的增大，在位錯塞積的位置會產生形變孿晶；當軋制溫度較高時，回復和再結晶作用較強，變形抗力較小，組織內位錯密度越小，位錯滑動順暢，不容易殘留形變孿晶。故較高的終軋溫度可明顯降低奧氏體晶粒內殘留的形變孿晶。

圖3 不同終軋溫度TWIP鋼熱軋態的顯微組織Fig.3 Microstructure of the as-rolled TWIP steel with different finishing rolling temperatures(a,b) 1000 ℃; (c,d) 900 ℃

在塑性變形初期，由于變形量比較小，主要通過滑移形成大量的層錯[5]和位錯；隨著變形量的增大，{111}面上的全位錯運動可使孿晶在層錯的基礎上形成[6]，不同的滑移系相互交織，從而阻礙了位錯的運動，發生位錯塞積，產生應力集中的現象。隨著應力的增大，在位錯塞積的位置產生大量孿晶，從而緩解了該部位的應力集中現象，使滑移可以繼續進行。由于孿晶是由位錯滑移機制形成的，所以當變形溫度升高時，組織內位錯密度降低，導致組織內位錯的滑移能夠更容易進行，從而在一定程度上阻礙了孿晶的形成。因此，組織內孿晶的數量隨著終軋溫度的升高而降低。

2.2 力學性能

圖4和表2為TWIP鋼室溫拉伸的工程應力-應變曲線和力學性能。可以看出，高溫終軋TWIP鋼的強度相對較低，但伸長率較高，達到77%，強塑積為63 GPa·%；低溫終軋TWIP鋼的強度較高，尤其是屈服強度達到501 MPa，伸長率為60%，強塑積為54 GPa·%。高溫終軋的沖擊吸收能量比低溫終軋高72 J。

表2 不同終軋溫度TWIP鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of the TWIP steel with different finishing rolling temperature

圖4 不同終軋溫度TWIP鋼的應力-應變曲線Fig.4 Stress-strain curves of the TWIP steel with different finishing rolling temperatures

Bouaziz等[7]研究了TWIP鋼變形過程中的強韌化機制，并認為變形過程中產生的應變硬化效應是由于奧氏體中形變孿晶的分割及與位錯發生的交互作用產生的。TWIP鋼在變形過程中，孿晶一般會在局部變形量較大的區域產生，但孿晶的出現嚴重阻礙了位錯的運動，位錯逐漸堆積到孿晶晶界，從而使局部的強度增強，隨著變形的繼續進行，局部的變形越來越困難。隨著應力的不斷增加，變形會逐漸向變形量較低的區域轉移，進而提高了材料的塑性。通常形變孿晶會在晶界處優先形成，隨著應力的增加，逐漸擴展到奧氏體晶內，分割奧氏體晶粒，進而阻礙位錯的滑移，從而提高TWIP鋼的強度(相當于細晶強化作用)。由于奧氏體晶粒內部產生變形，界面能顯著升高，阻止局部裂紋的產生并提高了伸長率。拉伸曲線上出現鋸齒狀起伏(如圖4中放大部分所示)表明變形過程中不斷發生孿生變形。由于孿生常在高應力區形核，孿晶形核所需的應力大于孿晶生長時的應力，所以會出現孿生變形時拉伸曲線會出現突然下降的現象。由于形變孿晶具有推遲“縮頸”的作用，在靜載拉伸過程中，孿晶先在高應變區形成，這就促使了低應變區域必須先發生位錯滑移直至產生孿晶為止，這會使均勻變形的時間延長，在宏觀上表現為高伸長率且無縮頸。

圖5為TWIP鋼的真應力-真應變曲線和應變硬化率曲線[8]。TWIP鋼在拉伸變形過程中，由于TWIP效應產生了大量的孿晶，出現持續明顯的加工硬化現象，即動態應變時效[9]現象，提高了強度，維持均勻塑性變形，推遲材料進入不穩定塑性變形階段，即延遲頸縮，在拉伸斷裂后的試樣上出現無明顯頸縮的現象。不同終軋溫度TWIP鋼的真應力-真應變曲線的變化趨勢大致相同，在彈性變形區，高溫終軋TWIP鋼率先達到屈服點，隨著真應力的增大，應變硬化現象更為明顯。且高溫終軋TWIP鋼先達到應變硬化率峰值，然后先下降再上升再下降進入塑性變形階段。應變硬化率曲線的平臺區域越長，越能推遲材料失穩，伸長率也越高，所以拉伸時體現出更高的伸長率和更好的塑性[6]。而在真應變為0.4～0.6的階段，應變硬化率出現了負值，說明在變形過程中有軟化現象。Cu的合金化會降低孿生的臨界應力，促進形變孿晶的產生，維持塑性變形，提高塑性。

圖5 不同終軋溫度TWIP鋼的真應力-真應變曲線(a)及應變硬化率曲線(b)Fig.5 True stress-true strain curves(a) and strain hardening rate curves(b) of the TWIP steel with different finishing rolling temperatures

2.3 斷口形貌

圖6為TWIP鋼室溫拉伸斷口和沖擊斷口形貌。可見，斷口處有大量的韌窩，為典型的韌性斷裂[10]。由拉伸斷口的SEM形貌可以看出，高溫軋制TWIP鋼有許多大而深的韌窩，在大韌窩內壁上出現波紋狀的紋路，且在大韌窩的周圍有許多等軸的小韌窩，說明其塑性較好，如圖6(a)所示。高溫軋制TWIP鋼的韌窩數量明顯較少，而且韌窩也相對較淺，但在韌窩的周圍均有許多等軸韌窩，如圖6(d)所示，說明高溫終軋與低溫終軋均具有優異的塑性，但高溫終軋TWIP鋼拉伸斷口韌窩更大更深，表明其塑性優于低溫終軋TWIP鋼。

圖6 不同終軋溫度TWIP鋼的拉伸斷口(a, d)與沖擊斷口(b, c, e, f)形貌Fig.6 Morphologies of tensile fracture(a, d) and impact fracture(b, c, e, f) of the TWIP steel with different finishing rolling temperatures(a-c) 1000 ℃; (d-f) 900 ℃

由沖擊斷口的SEM形貌可以看出，TWIP鋼的斷口中出現比較小的韌窩，在韌窩的邊緣出現類似等軸的小韌窩，如圖6(b, e)所示。在沖擊過程中，較大的應力使TWIP鋼斷裂時首先產生較大的韌窩，阻礙其斷裂，然后在大韌窩的邊緣產生的一些小韌窩同樣起到阻礙其斷裂的作用(如圖6(c, f)所示)。但沖擊斷口的韌窩比拉伸斷口的韌窩相對較淺，尺寸更小。表明動載荷條件下TWIP鋼產生的形變量較小。

圖7為低溫終軋TWIP鋼沖擊斷口韌窩底部的夾雜物形貌及EDS分析，可以確定為MnS和MnSe結合的夾雜物。硫化物和硒化物等大型夾雜物往往并不是單一存在的，而是混合存在的。由于塑性低，夾雜物很容易從基體中分離出來。在變形過程中產生大面積微孔隙，微孔隙演化為斷裂源。夾雜物周圍的韌窩又大又深，表明夾雜物周圍的基體仍具有較高的塑性。

圖7 低溫終軋TWIP鋼沖擊斷口韌窩底部的夾雜物形貌(a)及EDS分析(b)Fig.7 SEM image(a) and EDS analysis(b) of the inclusion at bottom of the dimples on the fracture of the TWIP steel with low finishing rolling temperature

3 結論

1) TWIP鋼在熱軋和拉伸變形后的組織均為單一的奧氏體，變形后沒有產生其他相。

2) 終軋溫度越高，TWIP鋼的晶粒尺寸越大。低溫終軋時具有更高的強度，高溫終軋時具有更高的伸長率和強塑積，表現出更好的塑性和沖擊性能。

3) TWIP鋼在拉伸變形過程中出現動態應變時效現象。拉伸斷口處有大量韌窩，高溫終軋斷口處的韌窩更大更深，表現出更好的塑性。

4) TWIP鋼的沖擊斷口表現為韌性斷裂，較大較深的韌窩底部存在MnS和MnSe結合的夾雜物，表現出較高的塑性和韌性。