吳存慧，劉龍飛，蔡志輝，盧立偉，吳志強(qiáng)

軋制工藝對(duì)低碳中錳鋼微觀組織和力學(xué)行為的影響

吳存慧1a，劉龍飛1a，蔡志輝2，盧立偉1a，吳志強(qiáng)1b

（1. 湖南科技大學(xué) a. 材料科學(xué)與工程學(xué)院；b. 先進(jìn)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(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，太原 030024）

研究熱軋和溫軋兩種軋制工藝對(duì)低碳中錳鋼的微觀組織演變和力學(xué)性能的影響規(guī)律，闡明兩種軋制工藝對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變和應(yīng)變硬化行為的影響。通過對(duì)熱軋和溫軋兩種軋制工藝得到的實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，分析溫軋后實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)塑性同步提升的現(xiàn)象，通過EBSD數(shù)據(jù)分析，測(cè)量熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼中馬氏體的轉(zhuǎn)變量，并對(duì)兩種軋制工藝?yán)旌髮?shí)驗(yàn)鋼的斷裂行為進(jìn)行討論。高溫區(qū)軋制后，得到穩(wěn)定性較差的粗大奧氏體組織，雖然其馬氏體轉(zhuǎn)變量較高，但是其伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度較低（抗拉強(qiáng)度為757.9 MPa，伸長(zhǎng)率為13.1%）；兩相區(qū)溫度進(jìn)行中高溫軋制后，可以得到多尺度、穩(wěn)定性適中的奧氏體組織，顯著提高材料的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度（其抗拉強(qiáng)度為1313.2 MPa，伸長(zhǎng)率為35.8%），獲得較優(yōu)的綜合力學(xué)性能。通過合金成分優(yōu)化設(shè)計(jì)，采用兩相區(qū)軋制工藝，調(diào)整奧氏體穩(wěn)定性，可以簡(jiǎn)化制備流程并獲得高強(qiáng)塑性中錳鋼。

中錳鋼；奧氏體穩(wěn)定性；力學(xué)行為；組織演變

中錳鋼（錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%～15%）具有良好的強(qiáng)度和延性組合，可以滿足日益增長(zhǎng)的汽車輕量化和高安全性的要求，近年來成為研究熱點(diǎn)[1—3]。這類中錳鋼具有優(yōu)異的力學(xué)性能，主要基于奧氏體逆轉(zhuǎn)變（Austenite reverted transformation，ART）而獲得超細(xì)晶鐵素體+奧氏體兩相組織[4—5]。過去10年，許多學(xué)者做出了大量關(guān)于中錳鋼臨界退火處理和微觀形貌對(duì)力學(xué)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(dāng)?shù)臒崽幚砉に囈垣@得良好的綜合性能。如Han J等[6]對(duì)7Mn-0.1C-0.5Si中錳鋼進(jìn)行研究發(fā)現(xiàn)，熱軋+兩相區(qū)退火時(shí)獲得的抗拉強(qiáng)度為1227 MPa，冷軋+兩相區(qū)退火時(shí)獲得抗拉強(qiáng)度為1397 MPa。Bin Hu等[7]研究了溫軋+兩相區(qū)退火對(duì)Fe-0.45C-2Al-10Mn-0.7V中錳鋼微觀組織演變及力學(xué)性能的影響，研究結(jié)果表明，溫軋溫度對(duì)殘余奧氏體形貌和穩(wěn)定性產(chǎn)生重要影響，進(jìn)而影響其強(qiáng)化變形機(jī)制，同時(shí)得出在600 ℃軋制+兩相區(qū)退火可以獲得最佳的綜合力學(xué)性能。

隨著能源和環(huán)境問題日益嚴(yán)重，采用簡(jiǎn)化工藝獲得高強(qiáng)塑性材料成為大家日益關(guān)注的問題，優(yōu)化合金成分、調(diào)控軋制制度、減少后續(xù)熱處理過程成為簡(jiǎn)化制備高性能鋼鐵材料的重要思路[8—9]。當(dāng)前中錳鋼在生產(chǎn)制備過程中大都采用兩相區(qū)退火工藝，有些甚至進(jìn)行多階段退火，導(dǎo)致生產(chǎn)工藝復(fù)雜，生產(chǎn)效率降低。目前大量研究都集中在對(duì)軋制工藝+兩相區(qū)退火所獲得的微觀組織和力學(xué)行為進(jìn)行討論，而對(duì)直接軋制后的中錳鋼微觀組織和力學(xué)行為的討論較少。中錳鋼經(jīng)熱軋及溫軋后所獲得的亞穩(wěn)奧氏體的微觀組織和形貌不同，奧氏體穩(wěn)定性也不同，對(duì)力學(xué)行為的影響也將產(chǎn)生巨大差異[10—11]。文中通過在不同的溫度區(qū)間對(duì)中錳鋼進(jìn)行熱軋和溫軋，探索微觀組織與力學(xué)性能隨軋制工藝變化的規(guī)律，提出簡(jiǎn)化制備高性能中錳鋼的方法，進(jìn)而提高中錳鋼的綜合性能。

1 實(shí)驗(yàn)

中錳鋼經(jīng)50 kg真空冶煉爐熔煉，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）如下：Mn為12.5%，C為0.2%，Al為2%，余量為Fe。采用Jmatpro相圖計(jì)算軟件計(jì)算了該實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度時(shí)的相組組成，F(xiàn)e-12.5Mn-2Al-0.2C鋼在不同溫度時(shí)的相體積分?jǐn)?shù)見圖1，可以看出，其兩相區(qū)溫度區(qū)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(jīng)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(shí)驗(yàn)鋼合金成分均勻化，然后在1050～900 ℃溫度下進(jìn)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?jiān)嚇蛹訜嶂?00 ℃并保溫2 h，再在600 ℃進(jìn)行溫軋至2.5 mm，空冷至室溫。根據(jù)ASTM（American society for testing and materials，美國(guó)材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)）E8/E8M—2013a標(biāo)準(zhǔn)，以RD（軋制方向）為縱向，將熱軋?jiān)嚇雍蜏剀堅(jiān)嚇拥陌宀那懈畛蓸?biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，試樣標(biāo)距段尺寸為25 mm×6 mm，總長(zhǎng)度為100 mm，在INSTRON 8802電液伺服力學(xué)性能測(cè)試機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，測(cè)試力學(xué)性能。將變形前后的樣品切割成待檢測(cè)樣品。采用ZEISS公司的Sigma300場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡對(duì)熱軋和溫軋樣品進(jìn)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(jīng)用體積比為13︰2的乙醇高氯酸溶液進(jìn)行電解拋光，拋光時(shí)間為10 s，電壓為26 V。

圖1 Fe-12.5Mn-2Al-0.2C鋼在不同溫度時(shí)的相體積分?jǐn)?shù)

2 結(jié)果與分析

2.1 軋制工藝對(duì)微觀組織演化的影響

圖2為熱軋（圖2a—c）和溫軋（圖2d—f）實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形前的EBSD結(jié)果，圖2a和圖2d分別為熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼相分布，圖2a和d中綠色代表面心立方（Face-centered cubic，F(xiàn)CC）相，藍(lán)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(xì)線標(biāo)出。根據(jù)EBSD分析結(jié)果可知，在熱軋工藝條件下，實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織幾乎都是奧氏體組織，F(xiàn)CC和BCC的體積分?jǐn)?shù)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(shí)驗(yàn)鋼微觀組織由FCC和BCC兩相構(gòu)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(qū)內(nèi)，并且變形累積了大量的形變儲(chǔ)能，導(dǎo)致高溫-F相區(qū)的擴(kuò)大在冷卻過程中保留了下來。通過對(duì)熱軋和溫軋后的試樣進(jìn)行EDS分析發(fā)現(xiàn)，奧氏體中錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為12.5%和13.1%。這可能是由于兩相區(qū)形變使碳、錳溶質(zhì)原子在奧氏體中富集，以獲得穩(wěn)定細(xì)小的奧氏體組織[12—13]。相對(duì)于溫軋中錳鋼，熱軋中錳鋼中的碳、錳含量較少發(fā)生富集，導(dǎo)致其奧氏體內(nèi)錳含量較溫軋低。

從圖2a和2d還可以看出，在熱軋實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼中，小角度晶界較為均勻地分布在FCC和BCC的晶界和晶內(nèi)。圖2c為熱軋和溫軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形前的取向差分布情況，可以看出，兩種鋼晶粒內(nèi)主要是平直的退火孿晶和小角度晶界，并且熱軋實(shí)驗(yàn)鋼的大角度晶界比例要高于溫軋實(shí)驗(yàn)鋼，溫軋實(shí)驗(yàn)鋼的小角度晶界比例則高于熱軋實(shí)驗(yàn)鋼，說明晶粒內(nèi)缺陷密度較大和內(nèi)應(yīng)力較高。這主要是由于熱軋實(shí)驗(yàn)鋼在軋制過程中溫度高于溫軋實(shí)驗(yàn)鋼，導(dǎo)致產(chǎn)生部分再結(jié)晶，且位錯(cuò)等缺陷產(chǎn)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(chǎn)生的高密度位錯(cuò)保存至室溫。

圖2b和圖2e分別為熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)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(shù)據(jù)中每個(gè)晶粒內(nèi)部任一數(shù)據(jù)點(diǎn)與相鄰數(shù)據(jù)點(diǎn)之間的取向差，對(duì)晶粒內(nèi)部取向的細(xì)微變化敏感，利用局域取向差可以研究塑性變形中晶粒內(nèi)部的取向變化，盡管不能直接測(cè)量位錯(cuò)密度，但是可以通過取向變化來衡量變形金屬中位錯(cuò)密度的相對(duì)大小。從圖2b和2e可以看出，晶界附近呈現(xiàn)綠色和黃色，這可能是由于在晶界附近，缺陷和應(yīng)變比較集中，在軋制過程中先產(chǎn)生變形，導(dǎo)致晶界附近位錯(cuò)密度相對(duì)較大。對(duì)比熱軋和溫軋F(tuán)CC相的KAM可以看出，溫軋實(shí)驗(yàn)鋼晶內(nèi)大部分都是局域取向差值較大的黃色區(qū)域，而在熱軋實(shí)驗(yàn)鋼內(nèi)部仍有大量局域取向差值較小的藍(lán)色區(qū)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(shí)驗(yàn)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(cuò)和變形帶等。綜上所述，軋制工藝對(duì)于低碳中錳鋼的微觀組織演化產(chǎn)生了顯著的影響，同時(shí)也必將顯著影響其力學(xué)行為。

圖2 熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形前的EBSD

2.2 軋制工藝對(duì)力學(xué)行為的影響

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

圖3b和d分別為熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化率曲線，可以看出，這兩種實(shí)驗(yàn)鋼表現(xiàn)出不同的應(yīng)變硬化行為，熱軋實(shí)驗(yàn)鋼在塑性變形過程中表現(xiàn)出較為平緩上升的應(yīng)變硬化率特征，初期的應(yīng)變硬化率較低，中后期具有較高的應(yīng)變硬化率，而溫軋實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化率在變形初期較快上升，應(yīng)變硬化率較高，在變形過程中始終維持在較高的應(yīng)變硬化率。對(duì)于熱軋實(shí)驗(yàn)鋼，存在大量晶粒粗大的奧氏體組織，粗化的奧氏體穩(wěn)定性不高，容易發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體相變[16]，所以在真應(yīng)變?yōu)?～0.05的階段，加工硬化率有明顯提升，后期穩(wěn)定在4000 MPa左右。溫軋實(shí)驗(yàn)鋼中，奧氏體形貌尺寸差別較大，奧氏體的穩(wěn)定程度也呈現(xiàn)較大差別。在變形初期，較大尺寸的鐵素體晶粒在變形時(shí)更容易累積可動(dòng)位錯(cuò)[17]，由于鐵素體體積分?jǐn)?shù)的限制，在變形初期難以產(chǎn)生大量的可動(dòng)位錯(cuò)，導(dǎo)致應(yīng)變硬化率較熱軋實(shí)驗(yàn)鋼低，在真應(yīng)變?yōu)?～0.05階段的后期，穩(wěn)定在2000 MPa左右。隨著變形量的增大，相變產(chǎn)生的馬氏體和殘余奧氏體間的硬度差會(huì)增加應(yīng)變配分，進(jìn)而促進(jìn)形變誘導(dǎo)馬氏體相變進(jìn)行[18]，所以在應(yīng)變硬化率的中后期階段，兩種實(shí)驗(yàn)鋼都會(huì)由于TRIP效應(yīng)帶來顯著的加工硬化能力。從圖3b可以看出，熱軋實(shí)驗(yàn)鋼表現(xiàn)出持續(xù)的加工硬化，在變形后期應(yīng)變硬化率在6000～8000 MPa內(nèi)變化，而溫軋實(shí)驗(yàn)鋼隨著變形量的增大，穩(wěn)定性較高的殘余奧氏體發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體相變，同時(shí)馬氏體本身作為硬相具有較高的加工硬化能力，在真應(yīng)變?yōu)?.05～0.1的階段，溫軋實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)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(tài)和溫軋態(tài)實(shí)驗(yàn)在塑性變形時(shí)均帶有鋸齒狀形變特征，這些鋸齒狀的流變應(yīng)力導(dǎo)致加工硬化率曲線出現(xiàn)了較大程度的波動(dòng)[19]。

圖3 熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線和應(yīng)變硬化率曲線

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

圖4b和4e分別為熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形后的KAM分布結(jié)果，可以看出，拉伸變形后，兩種實(shí)驗(yàn)鋼晶內(nèi)局域取向差值較大的黃色區(qū)域均明顯增加，熱軋?jiān)嚇又腥员Ａ羯俨糠志钟蛉∠虿钪递^小的藍(lán)色區(qū)域，而溫軋?jiān)嚇踊颈痪钟蛉∠虿钪递^大的黃色區(qū)域覆蓋，說明溫軋?jiān)嚇永熳冃魏?，晶?nèi)產(chǎn)生了塑性變形，塑性變形更為均勻。圖4c和4f分別為熱軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼和溫軋態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼的KAM統(tǒng)計(jì)結(jié)果，可以看出，溫軋變形后FCC和BCC相的平均KAM值均高于熱軋?jiān)嚇樱f明溫軋實(shí)驗(yàn)鋼FCC和BCC兩相的位錯(cuò)密度更高，產(chǎn)生了更為顯著的強(qiáng)化效果，這與文中溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形的硬化效果（抗拉強(qiáng)度減去屈服強(qiáng)度，WR約為700 MPa，HR約為400 MPa）大于熱軋實(shí)驗(yàn)鋼相符。綜上所述，結(jié)合熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化行為進(jìn)行綜合分析，尺寸粗大的熱軋殘余奧氏體先發(fā)生轉(zhuǎn)變，而尺寸較小的殘余奧氏體穩(wěn)定性較好，主要在變形后期發(fā)生相變[20]，使溫軋實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體發(fā)生連續(xù)漸進(jìn)的轉(zhuǎn)變，即連續(xù)漸進(jìn)的TRIP效應(yīng)發(fā)生，是獲得最佳力學(xué)性能最主要的原因，馬氏體轉(zhuǎn)變量并不是決定中錳鋼力學(xué)性能的決定因素。

圖4 熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形后的EBSD

圖5為溫軋實(shí)驗(yàn)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(jié)果。從圖5a—c可以看出，兩相區(qū)中溫變形后，在微區(qū)內(nèi)出現(xiàn)大量小角度晶界，說明其基體內(nèi)部出現(xiàn)大量位錯(cuò)增殖；而在拉伸變形后的試樣中，截取一定長(zhǎng)度的取向差進(jìn)行分析發(fā)現(xiàn)，在較小的區(qū)域出現(xiàn)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(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，造成的體積膨脹對(duì)周圍微觀組織產(chǎn)生壓應(yīng)力，從而促使局部產(chǎn)生微應(yīng)變，并且隨著變形量的增大，其取向差顯著增大。同時(shí)觀察變形后的取向也可以發(fā)現(xiàn)，不同位向的晶粒更為細(xì)小，其位錯(cuò)滑移也更為復(fù)雜，相關(guān)研究也表明，晶粒越細(xì)小，不同位向的晶粒越多，越有利于塑性變形，在強(qiáng)度提升的同時(shí)，塑性也可以明顯改善[21—22]。

2.3 軋制工藝對(duì)斷裂行為的影響

熱軋（圖6a—c）和溫軋（圖6d—f）實(shí)驗(yàn)鋼拉伸斷口形貌如圖6所示，熱軋?jiān)嚇拥臄嗔衙媾c正應(yīng)力垂直，出現(xiàn)多條裂紋，如圖6a所示；溫軋?jiān)嚇拥臄嗫诖植冢尸F(xiàn)明顯的分層斷裂特征，如圖6d所示。分層斷裂可以釋放應(yīng)力，同時(shí)改變裂紋的走向，使裂紋擴(kuò)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(shí)驗(yàn)鋼的斷裂特性，對(duì)其局部進(jìn)行了放大觀察，圖6b和6c為熱軋拉伸斷口的局部放大結(jié)果，圖6e和6f為溫軋拉伸斷口的局部放大結(jié)果。從圖6b和6e可以看出，熱軋?jiān)嚇拥臄嗫诒砻娉霈F(xiàn)的裂紋寬度要明顯小于溫軋?jiān)嚇?，同時(shí)熱軋?jiān)嚇恿鸭y附近斷口出現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂和韌窩兩種斷裂特征，并且伴隨多條微裂紋出現(xiàn)，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(kuò)展方向表現(xiàn)出沿原奧氏體晶界斷裂的特征。溫軋?jiān)嚇娱_裂附近主要為細(xì)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(tài)，一種是實(shí)心韌窩，一種是空心韌窩。實(shí)心韌窩占據(jù)大部分?jǐn)嗫谛蚊蔡卣?，空心韌窩小且分布較為分散。對(duì)于溫軋?jiān)嚇娱_裂附近并沒有出現(xiàn)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(chǔ)能，實(shí)驗(yàn)材料的組織發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，原奧氏體晶界消失。結(jié)合EBSD分析也發(fā)現(xiàn)，溫軋?jiān)嚇佑捎谠谧冃芜^程中形成較多的大角度晶界，裂紋遇到這些大角度晶界時(shí)，會(huì)改變擴(kuò)展方向，并延長(zhǎng)其擴(kuò)展路徑，從而消耗更多能量。大角度晶界含量越多，裂紋擴(kuò)展過程中擴(kuò)展路徑越長(zhǎng)，所需能量越高，韌性越好，導(dǎo)致溫軋實(shí)驗(yàn)鋼表現(xiàn)出更好的韌性。

圖5 溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形前后的EBSD取向

圖6 熱軋和溫軋實(shí)驗(yàn)鋼拉伸斷裂形貌

3 結(jié)語

1）采用簡(jiǎn)化兩相區(qū)退火的工藝開發(fā)了低碳中錳鋼，在兩相區(qū)溫度區(qū)間進(jìn)行中溫軋制，一方面在奧氏體內(nèi)引入了大量位錯(cuò)，另一方面也細(xì)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(jīng)過高溫?zé)彳埡?，形成粗大的奧氏體組織。

2）熱軋實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)度和塑性較低，其強(qiáng)抗拉強(qiáng)度為757.9 MPa，伸長(zhǎng)率為13.1%；而溫軋后的實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)度和塑性均大幅提高，其抗拉強(qiáng)度為1313.2 MPa，伸長(zhǎng)率為35.8%，對(duì)比熱軋后的樣品，其強(qiáng)度提高了555.3 MPa，伸長(zhǎng)率提升22.7%。

3）奧氏體的穩(wěn)定性對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)行為有較大影響，并且隨著軋制工藝的不同而產(chǎn)生顯著差異。中溫變形使碳、錳溶質(zhì)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(wěn)定性較高。對(duì)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(duì)較少，則穩(wěn)定性較差；通過調(diào)整奧氏體的穩(wěn)定性，使奧氏體穩(wěn)定性適中，才能使TRIP效應(yīng)不會(huì)過早或過晚發(fā)生，可顯著提高材料的伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度，得到較優(yōu)的綜合力學(xué)性能。

4）熱軋?jiān)嚇訑嗫谥谐尸F(xiàn)出多條裂紋擴(kuò)展，同時(shí)裂紋附近出現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂和韌窩兩種斷裂特征共存，并且伴隨微裂紋出現(xiàn)；溫軋?jiān)嚇映尸F(xiàn)分層開裂的斷裂特征，其裂紋寬度大于熱軋?jiān)嚇?，其裂紋附近主要是大量韌窩分布，表現(xiàn)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(guó)家自然科學(xué)基金（51704112）

吳存慧（1997—），女，碩士生，主要研究方向?yàn)橄冗M(jìn)高強(qiáng)鋼力學(xué)行為。

劉龍飛（1975—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)榻饘俨牧纤苄宰冃涡袨椤?/p>