鄧江寧，徐天帥，邱麗娜，申勇峰(．東北大學(xué) 研究院，沈陽 089； ．東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 089)

7.9Mn-1.4Si-0.07C鋼高強(qiáng)韌機(jī)理研究

鄧江寧1，徐天帥2，邱麗娜2，申勇峰2
(1．東北大學(xué) 研究院，沈陽 110819； 2．東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819)

通過熱軋、溫軋、奧氏體化、兩相區(qū)退火處理得到7.9Mn-1.4Si-0.07C鋼板，該材料的拉伸強(qiáng)度及塑性隨奧氏體化溫度不同而具有顯著差異.奧氏體化溫度降低，室溫下奧氏體含量升高，綜合力學(xué)性能提高.當(dāng)奧氏體化溫度由900 ℃降低為800 ℃時(shí)，所得到鋼板的奧氏體體積分?jǐn)?shù)由15%增加到28%，拉伸強(qiáng)度由1 150 MPa提高到1 340 MPa，塑性由21%提高至27%.實(shí)驗(yàn)鋼優(yōu)異的力學(xué)性能源于其中大量的超細(xì)鐵素體及奧氏體，細(xì)晶強(qiáng)化使其具有超高強(qiáng)度，鐵素體基體及變形過程中奧氏體向馬氏體相變提供了良好的塑性.基體組織中的位錯(cuò)強(qiáng)化，形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變的TRIP效應(yīng)等是增強(qiáng)該鋼板加工硬化能力的主要因素.

中錳鋼 ; 溫軋; 熱處理; 力學(xué)性能

汽車用鋼發(fā)展迅速，目前汽車大量使用的是傳統(tǒng)的第一代高強(qiáng)度薄板鋼，如IF鋼、DP鋼、TRIP鋼等.第二代高強(qiáng)度汽車用鋼主要為亞穩(wěn)不銹鋼或高錳TWIP鋼，但是其合金含量高導(dǎo)致成本較高，而且工藝性能較差[1,2].因此，人們提出發(fā)展高強(qiáng)塑積(>30 GPa%)的第三代汽車用鋼.常規(guī)的熱軋工藝過程在高溫奧氏體區(qū)軋制，奧氏體再結(jié)晶會(huì)導(dǎo)致軋后的晶粒粗大.而冷軋雖然具有生產(chǎn)效率高，機(jī)械化自動(dòng)化程度高等優(yōu)點(diǎn)，但是需要配合適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚥拍塬@得好的綜合性能.溫軋既有變形抗力小、塑性高及變形量大的優(yōu)點(diǎn),還兼具冷軋精度高和表面光潔的特點(diǎn)，生產(chǎn)效率高，節(jié)約能源.在低碳鋼中，溫軋比熱軋具有更少的塑性和強(qiáng)度損失[3]，在合理的軋制工藝下，溫軋可得到均勻且細(xì)化的顯微組織[4～7].本研究嘗試?yán)脽彳埥Y(jié)合溫軋、熱處理手段，生產(chǎn)出力學(xué)性能更好的薄板鋼.

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分如表1 所示.

將原料按照表1 的配比放入真空感應(yīng)爐中熔煉，合金澆注成方錠，在1 250 ℃保溫2 h，先粗軋至25 mm，然后熱軋至6 mm，終軋溫度為900 ℃，道次間板料都重新加熱至1 000 ℃，并用氬氣作保護(hù).將終軋板空冷至室溫，然后在馬弗爐中加熱至630 ℃保溫30 min，溫軋至1.5 mm，空冷至室溫.

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions (mass fraction) of the investigated steel %

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

以溫軋板為研究對(duì)象，比較熱處理工藝及兩相區(qū)保溫對(duì)其力學(xué)性能的影響.對(duì)溫軋板分別進(jìn)行900 ℃及800 ℃奧氏體化處理30 min后，空冷至室溫，得到鐵素體、奧氏體及馬氏體的復(fù)相組織.在630 ℃退火30 min以促進(jìn)馬氏體逆相變，然后空冷至室溫.

將所得到的鋼板切割成如圖1所示的樣品，進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，測量其力學(xué)性能.并分別采用X-射線衍射儀、掃描電子顯微鏡分析其微觀組織結(jié)構(gòu).將樣品用由粗到細(xì)的砂紙逐號(hào)磨制至 2 000#，然后進(jìn)行電解拋光，電壓為20 V，電解拋光時(shí)間為30 s.X射線物相分析采用Rigaku的Smartlab衍射儀，管電壓為40 kV，管電流為120 mA，測試角度為40(°)～130(°).拉伸試樣的標(biāo)距長度為15 mm，轉(zhuǎn)角弧度半徑為2 mm，夾頭長度為 8 mm，樣品總長度為35 mm，樣品寬度為8 mm.

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of the samples for tensile test

試驗(yàn)所用的設(shè)備名稱及型號(hào)如表2所示.

表2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備名稱及型號(hào)Table 2 Experimental equipments

圖2 不同奧氏體化處理樣品的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the samples from different heat treatment processes

2 結(jié)果與討論

為了便于分析，分別將經(jīng)過800 ℃及900 ℃奧氏體化處理30 min，并在630 ℃退火30 min的溫軋板稱為樣品A及樣品B.通過X-射線衍射技術(shù)分析所得到的樣品的相組成，所得到X-射線譜如圖2所示.

從圖2中可以看到明顯的奧氏體峰，而且樣品A的奧氏體峰強(qiáng)度顯然比樣品B的高.熱處理得到樣品中的奧氏體含量通過以下公式計(jì)算：

Vγ=1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ)

(1)

式中：Vγ為殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體四個(gè)晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度；Iα為鐵素體四個(gè)晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度.選取BCC結(jié)構(gòu)的(110)、(200)、(211)、(220)四晶面的衍射線和FCC結(jié)構(gòu)(111)、(200)、(220)、(311)四晶面的衍射峰.

經(jīng)過計(jì)算可知：800 ℃奧氏體化并通過630 ℃ 退火處理30 min后樣品A中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)高達(dá)28%，而900℃奧氏體化30 min并在630 ℃進(jìn)行兩相區(qū)退火30 min后，樣品B中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)僅為15%.為了進(jìn)一步分析樣品中的各相組成及分布，通過掃描電鏡對(duì)其形貌進(jìn)行觀察，如圖3(a)及3(b)所示.顯然，樣品A的組織結(jié)構(gòu)更為精細(xì)，條形奧氏體、鐵素體分布更均勻，而且其中的馬氏體(深灰色塊狀物)含量較少(～10%).隨著奧氏體化溫度升高至900 ℃，樣品B中的奧氏體(深灰色點(diǎn)狀物)含量顯著減少，而馬氏體含量明顯增加至30%.這是因?yàn)殡S著奧氏體化溫度從800 ℃升高到900 ℃，逆轉(zhuǎn)變退火時(shí)奧氏體有利形核位置減少，導(dǎo)致奧氏體含量迅速降低，樣品中仍然存在大量的未轉(zhuǎn)變馬氏體.

在應(yīng)變速率1×10-3/s的條件下，通過單向拉伸試驗(yàn)測量所制備樣品的力學(xué)性能，其真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖4所示.可見，與樣品B相比，樣品A具有更好的塑性(27%)，更高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度.樣品A的抗拉強(qiáng)度高達(dá)1 340 MPa，比樣品B高190 MPa.強(qiáng)塑積是衡量汽車用鋼吸收能量的能力大小的一個(gè)重要參量，其值越高，汽車在碰撞過程中對(duì)能量的吸收能力越強(qiáng)，對(duì)人體的保護(hù)作用就越大.樣品A的強(qiáng)塑積達(dá)到36.2 GPa·%，與本領(lǐng)域國際研究成果相比也具有明顯優(yōu)勢.Brzuszek等[3]研究發(fā)現(xiàn)對(duì)低碳C-Mn鋼進(jìn)行溫軋，能夠?qū)㈣F素體晶粒尺寸細(xì)化至1.2 μm.Santos等[6]提出通過對(duì)C-Mn鋼溫軋后臨界退火得到超細(xì)晶鐵素體顯微結(jié)構(gòu)，使其力學(xué)性能提高20%.Asoo等[8]對(duì)中碳TRIP 鋼進(jìn)行了500 ℃溫軋實(shí)驗(yàn)，結(jié)果得到晶粒尺寸為0.4 μm的超細(xì)晶納米TRIP 鋼，強(qiáng)塑積為30.5GPa·%.

圖3 掃描電鏡觀察到的樣品A、B變形前后的微觀組織特征.Fig.3 SEM micrographs for the samples A and B before and after deformation. (a)—樣品A-變形前； (b)—樣品B-變形前； (c)—樣品A-變形后； (d)—樣品B-變形后

圖4 樣品A、B單向拉伸后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.4 True stress-strain curves of sample A and B

在本研究中，采用完全奧氏體化區(qū)退火30 min，保證了原始溫軋組織發(fā)生完全回復(fù)、再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體晶粒.而根據(jù)晶粒長大規(guī)律，隨著奧氏體化溫度的升高晶粒尺寸也會(huì)長大，退火溫度過高使晶粒粗化，將導(dǎo)致力學(xué)性下降，樣品A在800 ℃退火30 min，其晶粒尺寸比樣品B的小.另外，本研究工作的對(duì)象為中錳鋼.目前，中錳碳鋼鐵素體和奧氏體雙相組織的實(shí)現(xiàn)，得益于其獨(dú)特的合金成分設(shè)計(jì)和熱處理工藝設(shè)計(jì)思路，研發(fā)的目標(biāo)是希望獲得高強(qiáng)度高塑性的力學(xué)性能[9～12].國外學(xué)者選擇了淬火和配分工藝(Queching and Partitioning，Q&P)獲得亞穩(wěn)奧氏體，該工藝雖然能夠得到超高強(qiáng)度鋼，但是組織中奧氏體含量較少(10%～15%)，對(duì)延伸率的改善有限.例如，Speer等[9,11]利用淬火和配分工藝對(duì)0.3C-5Mn-1.6Si中錳鋼處理后，使鋼的強(qiáng)度在 1 100～1 200 MPa 級(jí)，總伸長率在5%～15%的水平，強(qiáng)度和塑性乘積僅達(dá)到了10～15GPa·%的水平.

圖5 樣品A、B單向拉伸的硬化率-真應(yīng)變曲線Fig.5 Work-hardening rate vs. true strain curves of sample A and B

為了揭示樣品A具有良好力學(xué)性能的本質(zhì)，分析其加工硬化行為，如圖5所示.顯然，樣品A和樣品B的加工硬化能力具有顯著差異，加工硬化率曲線走勢相似，但是在第一階段(ε<～0.11)，樣品B的初始硬化率顯著優(yōu)于樣品A，可見在兩相區(qū)退火前先奧氏體化對(duì)組織性能影響很大.這是因?yàn)樵?00 ℃奧氏體化后，高溫導(dǎo)致樣品室溫組織中預(yù)馬氏體含量顯著增加，而馬氏體為強(qiáng)化相，其對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力顯著高于鐵素體及奧氏體.在第二階段(～0.11<ε<～0.22)，隨著應(yīng)力的增加，來自鐵素體和奧氏體中的加工硬化急劇減少，加工硬化主要來自于形變誘導(dǎo)亞穩(wěn)奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的TRIP效應(yīng)；當(dāng)鐵素體相和馬氏體相界面的集中應(yīng)力達(dá)到一定值時(shí)，部分馬氏體開始塑性變形，使相界面的應(yīng)力得到松弛[8].另外，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程中，造成的體積膨脹對(duì)周圍組織產(chǎn)生壓應(yīng)力作用，使得超細(xì)鐵素體中產(chǎn)生大量位錯(cuò)，這樣位錯(cuò)與相變的交互作用變成為第二階段最主要的強(qiáng)化機(jī)制.同時(shí)，低溫奧氏體化，有利于馬氏體逆轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和奧氏體后的晶粒尺寸減小，鐵素體由于晶粒細(xì)化使得內(nèi)部晶界數(shù)量顯著增加，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力加強(qiáng)，傳播微裂紋能力減弱；而且晶粒越細(xì)，不同位向的晶粒越多，位錯(cuò)滑移變形更加復(fù)雜，更有利于塑性變形，在材料強(qiáng)度提高的同時(shí)，塑性也可以明顯改善[11,12].因此表現(xiàn)為樣品A的加工硬化率顯著比樣品B高.在第三階段(～0.22<ε<～0.25)，塑性變形主要由裂紋的形成和擴(kuò)展過程控制，而此時(shí)馬氏體保持彈性變形，未對(duì)樣品的塑性貢獻(xiàn)應(yīng)變.大晶粒及過多的預(yù)馬氏體均會(huì)減弱樣品B的加工硬化率.

綜上所述，樣品A中的大量奧氏體(28%)在變形過程中的TRIP效應(yīng)為其提供持續(xù)的加工硬化率，保證了其具有良好的塑性及很高的強(qiáng)度.

3 結(jié) 論

(1)經(jīng)過800 ℃及900 ℃奧氏體化處理30 min，并在630 ℃退火30 min的溫軋板，其室溫組織中的奧氏體含量體積分?jǐn)?shù)分別為28%及15%.

(2)奧氏體化溫度越低，晶粒越小，室溫下奧氏體百分比越高，綜合力學(xué)性能越好.800 ℃奧氏體化的樣品的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別高達(dá)900 MPa 和1 340 MPa，比900 ℃奧氏體化后的樣品屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度分別高80 MPa和190 MPa，延伸率高達(dá)27%.

(3)實(shí)驗(yàn)鋼的良好性能來源于基體組織中的位錯(cuò)強(qiáng)化；形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變的TRIP效應(yīng).

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Investigationonmechanismofimprovedtoughnessfor7.9Mn-1.4Si-0.07Csteel

Deng Jiangning1, Xu Tianshuai2, Qiu Lina2, Shen Yongfeng2

(1.Research Institute, Northeastern University, Shenyang 110819, China;2.School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

A 7.9Mn-1.4Si-0.07C steel plate was obtained by hot-rolling, warm-rolling, austenization and intercritical annealing. The plate exhibited different mechanical properties with variations of the austenization temperature. The austenite volume fraction and mechanical properties increased with decreasing austenization temperature. When annealing temperature was changed from 900 ℃ to 800 ℃, the austenite volume fraction, tensile strength and ductility of the sample increased from 15% to 28%, 1 150 MPa to 1 340 MPa, and 21% to 27%, respectively. The excellent mechanical properties were mainly due to presence of a large volume fraction of ultrafine ferrite and austenite lamellae. The ultrafine ferrite and the phase transformation from austenite to martensite in deformation provided good ductility. Dislocation in the matrix and deformation-induced transformation from martensite to TRIP and etc. were the main factors making the steel plate intensified.

medium Mn steel; warm rolling; heat treatment; mechanical properties

2013-12-12.

國家科技支撐計(jì)劃項(xiàng)目(2011BAE13B03)；中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費(fèi)專項(xiàng)資金資助項(xiàng)目 (N130402005); 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放課題(No. 2012001).

鄧江寧(1971—)，男，東北大學(xué)工程師,E-mail:jndeng@mail.neu.eolu.cn.

TG 113

A

1671-6620(2014)04-0272-04