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(xiàn)代冶金技術重點實驗室， 河北 唐山 063210)

隨著人們物質(zhì)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(yè)在我國經(jīng)濟中的地位日益提高，并逐漸發(fā)展成為一個支撐與推動我國經(jīng)濟健康快速增長的關鍵行業(yè)之一。為了充分滿足汽車用鋼對經(jīng)濟性、環(huán)保性、高性能等的要求，國內(nèi)外研究和開發(fā)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(jù)國際鋼鐵工業(yè)協(xié)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(zhì)量且生產(chǎn)成本也低于傳統(tǒng)鋼材[1-2]。鋼材在降低車身質(zhì)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(fā)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(yōu)異的力學性能。經(jīng)過成分篩選，F(xiàn)e-18Mn-0.6C TWIP鋼[4]距離市場應用最為接近，其研發(fā)和實用化對汽車用鋼板產(chǎn)業(yè)和新型汽車制造產(chǎn)業(yè)的結(jié)構(gòu)調(diào)整與轉(zhuǎn)型都起著重要作用，具有巨大的市場經(jīng)濟發(fā)展?jié)摿?。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(yōu)化TWIP鋼的熱軋工藝參數(shù)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(jīng)400～2000號砂紙打磨、機械拋光后，先后采用體積分數(shù)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(zhì)量分數(shù)，%)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(jié)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(xiàn)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(fā)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(tài)的顯微組織形貌?？梢钥闯?，低溫終軋TWIP鋼的部分晶粒內(nèi)存在形變孿晶，而高溫終軋TWIP鋼晶粒內(nèi)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(xiàn)不同方向的孿晶束相互交織的現(xiàn)象，這是因為當軋制溫度較低時，回復和再結(jié)晶作用較弱，組織內(nèi)的位錯密度較大，更容易形成位錯塞積現(xiàn)象，隨著形變量的增大，在位錯塞積的位置會產(chǎn)生形變孿晶；當軋制溫度較高時，回復和再結(jié)晶作用較強，變形抗力較小，組織內(nèi)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(nèi)殘留的形變孿晶。

圖3 不同終軋溫度TWIP鋼熱軋態(tài)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(fā)生位錯塞積，產(chǎn)生應力集中的現(xiàn)象。隨著應力的增大，在位錯塞積的位置產(chǎn)生大量孿晶，從而緩解了該部位的應力集中現(xiàn)象，使滑移可以繼續(xù)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(nèi)位錯密度降低，導致組織內(nèi)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(nèi)孿晶的數(shù)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?？梢钥闯?，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(chǎn)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(fā)生的交互作用產(chǎn)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(qū)域產(chǎn)生，但孿晶的出現(xiàn)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(xù)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(qū)域轉(zhuǎn)移，進而提高了材料的塑性。通常形變孿晶會在晶界處優(yōu)先形成，隨著應力的增加，逐漸擴展到奧氏體晶內(nèi)，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(nèi)部產(chǎn)生變形，界面能顯著升高，阻止局部裂紋的產(chǎn)生并提高了伸長率。拉伸曲線上出現(xiàn)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(fā)生孿生變形。由于孿生常在高應力區(qū)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(xiàn)孿生變形時拉伸曲線會出現(xiàn)突然下降的現(xiàn)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(qū)形成，這就促使了低應變區(qū)域必須先發(fā)生位錯滑移直至產(chǎn)生孿晶為止，這會使均勻變形的時間延長，在宏觀上表現(xiàn)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(chǎn)生了大量的孿晶，出現(xiàn)持續(xù)明顯的加工硬化現(xiàn)象，即動態(tài)應變時效[9]現(xiàn)象，提高了強度，維持均勻塑性變形，推遲材料進入不穩(wěn)定塑性變形階段，即延遲頸縮，在拉伸斷裂后的試樣上出現(xiàn)無明顯頸縮的現(xiàn)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(qū)，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(xiàn)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(qū)域越長，越能推遲材料失穩(wěn)，伸長率也越高，所以拉伸時體現(xiàn)出更高的伸長率和更好的塑性[6]。而在真應變?yōu)?.4～0.6的階段，應變硬化率出現(xiàn)了負值，說明在變形過程中有軟化現(xiàn)象。Cu的合金化會降低孿生的臨界應力，促進形變孿晶的產(chǎn)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?？梢姡瑪嗫谔幱写罅康捻g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(nèi)壁上出現(xiàn)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(shù)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(yōu)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(yōu)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(xiàn)比較小的韌窩，在韌窩的邊緣出現(xiàn)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(chǎn)生較大的韌窩，阻礙其斷裂，然后在大韌窩的邊緣產(chǎn)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(chǎn)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(jié)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(chǎn)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(jié)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(chǎn)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(xiàn)出更好的塑性和沖擊性能。

3) TWIP鋼在拉伸變形過程中出現(xiàn)動態(tài)應變時效現(xiàn)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(xiàn)出更好的塑性。

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