邓江宁，徐天帅，邱丽娜，申勇峰(．东北大学 研究院，沈阳 089； ．东北大学 材料与冶金学院，沈阳 089)

7.9Mn-1.4Si-0.07C钢高强韧机理研究

邓江宁1，徐天帅2，邱丽娜2，申勇峰2
(1．东北大学 研究院，沈阳 110819； 2．东北大学 材料与冶金学院，沈阳 110819)

通过热轧、温轧、奥氏体化、两相区退火处理得到7.9Mn-1.4Si-0.07C钢板，该材料的拉伸强度及塑性随奥氏体化温度不同而具有显著差异.奥氏体化温度降低，室温下奥氏体含量升高，综合力学性能提高.当奥氏体化温度由900 ℃降低为800 ℃时，所得到钢板的奥氏体体积分数由15%增加到28%，拉伸强度由1 150 MPa提高到1 340 MPa，塑性由21%提高至27%.实验钢优异的力学性能源于其中大量的超细铁素体及奥氏体，细晶强化使其具有超高强度，铁素体基体及变形过程中奥氏体向马氏体相变提供了良好的塑性.基体组织中的位错强化，形变诱导马氏体转变的TRIP效应等是增强该钢板加工硬化能力的主要因素.

中锰钢 ; 温轧; 热处理; 力学性能

汽车用钢发展迅速，目前汽车大量使用的是传统的第一代高强度薄板钢，如IF钢、DP钢、TRIP钢等.第二代高强度汽车用钢主要为亚稳不锈钢或高锰TWIP钢，但是其合金含量高导致成本较高，而且工艺性能较差[1,2].因此，人们提出发展高强塑积(>30 GPa%)的第三代汽车用钢.常规的热轧工艺过程在高温奥氏体区轧制，奥氏体再结晶会导致轧后的晶粒粗大.而冷轧虽然具有生产效率高，机械化自动化程度高等优点，但是需要配合适当的热处理工艺才能获得好的综合性能.温轧既有变形抗力小、塑性高及变形量大的优点,还兼具冷轧精度高和表面光洁的特点，生产效率高，节约能源.在低碳钢中，温轧比热轧具有更少的塑性和强度损失[3]，在合理的轧制工艺下，温轧可得到均匀且细化的显微组织[4～7].本研究尝试利用热轧结合温轧、热处理手段，生产出力学性能更好的薄板钢.

1 实 验

1.1 实验材料

实验钢的主要化学成分如表1 所示.

将原料按照表1 的配比放入真空感应炉中熔炼，合金浇注成方锭，在1 250 ℃保温2 h，先粗轧至25 mm，然后热轧至6 mm，终轧温度为900 ℃，道次间板料都重新加热至1 000 ℃，并用氩气作保护.将终轧板空冷至室温，然后在马弗炉中加热至630 ℃保温30 min，温轧至1.5 mm，空冷至室温.

表1 实验钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical compositions (mass fraction) of the investigated steel %

1.2 实验方法

以温轧板为研究对象，比较热处理工艺及两相区保温对其力学性能的影响.对温轧板分别进行900 ℃及800 ℃奥氏体化处理30 min后，空冷至室温，得到铁素体、奥氏体及马氏体的复相组织.在630 ℃退火30 min以促进马氏体逆相变，然后空冷至室温.

将所得到的钢板切割成如图1所示的样品，进行单向拉伸试验，测量其力学性能.并分别采用X-射线衍射仪、扫描电子显微镜分析其微观组织结构.将样品用由粗到细的砂纸逐号磨制至 2 000#，然后进行电解抛光，电压为20 V，电解抛光时间为30 s.X射线物相分析采用Rigaku的Smartlab衍射仪，管电压为40 kV，管电流为120 mA，测试角度为40(°)～130(°).拉伸试样的标距长度为15 mm，转角弧度半径为2 mm，夹头长度为 8 mm，样品总长度为35 mm，样品宽度为8 mm.

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Dimensions of the samples for tensile test

试验所用的设备名称及型号如表2所示.

表2 实验设备名称及型号Table 2 Experimental equipments

图2 不同奥氏体化处理样品的XRD图谱Fig.2 XRD patterns of the samples from different heat treatment processes

2 结果与讨论

为了便于分析，分别将经过800 ℃及900 ℃奥氏体化处理30 min，并在630 ℃退火30 min的温轧板称为样品A及样品B.通过X-射线衍射技术分析所得到的样品的相组成，所得到X-射线谱如图2所示.

从图2中可以看到明显的奥氏体峰，而且样品A的奥氏体峰强度显然比样品B的高.热处理得到样品中的奥氏体含量通过以下公式计算：

Vγ=1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ)

(1)

式中：Vγ为残余奥氏体的体积分数；Iγ为奥氏体四个晶面衍射峰的平均积分强度；Iα为铁素体四个晶面衍射峰的平均积分强度.选取BCC结构的(110)、(200)、(211)、(220)四晶面的衍射线和FCC结构(111)、(200)、(220)、(311)四晶面的衍射峰.

经过计算可知：800 ℃奥氏体化并通过630 ℃ 退火处理30 min后样品A中的奥氏体体积分数高达28%，而900℃奥氏体化30 min并在630 ℃进行两相区退火30 min后，样品B中的奥氏体体积分数仅为15%.为了进一步分析样品中的各相组成及分布，通过扫描电镜对其形貌进行观察，如图3(a)及3(b)所示.显然，样品A的组织结构更为精细，条形奥氏体、铁素体分布更均匀，而且其中的马氏体(深灰色块状物)含量较少(～10%).随着奥氏体化温度升高至900 ℃，样品B中的奥氏体(深灰色点状物)含量显著减少，而马氏体含量明显增加至30%.这是因为随着奥氏体化温度从800 ℃升高到900 ℃，逆转变退火时奥氏体有利形核位置减少，导致奥氏体含量迅速降低，样品中仍然存在大量的未转变马氏体.

在应变速率1×10-3/s的条件下，通过单向拉伸试验测量所制备样品的力学性能，其真应力-真应变曲线如图4所示.可见，与样品B相比，样品A具有更好的塑性(27%)，更高的屈服强度和抗拉强度.样品A的抗拉强度高达1 340 MPa，比样品B高190 MPa.强塑积是衡量汽车用钢吸收能量的能力大小的一个重要参量，其值越高，汽车在碰撞过程中对能量的吸收能力越强，对人体的保护作用就越大.样品A的强塑积达到36.2 GPa·%，与本领域国际研究成果相比也具有明显优势.Brzuszek等[3]研究发现对低碳C-Mn钢进行温轧，能够将铁素体晶粒尺寸细化至1.2 μm.Santos等[6]提出通过对C-Mn钢温轧后临界退火得到超细晶铁素体显微结构，使其力学性能提高20%.Asoo等[8]对中碳TRIP 钢进行了500 ℃温轧实验，结果得到晶粒尺寸为0.4 μm的超细晶纳米TRIP 钢，强塑积为30.5GPa·%.

图3 扫描电镜观察到的样品A、B变形前后的微观组织特征.Fig.3 SEM micrographs for the samples A and B before and after deformation. (a)—样品A-变形前； (b)—样品B-变形前； (c)—样品A-变形后； (d)—样品B-变形后

图4 样品A、B单向拉伸后的真应力-真应变曲线Fig.4 True stress-strain curves of sample A and B

在本研究中，采用完全奥氏体化区退火30 min，保证了原始温轧组织发生完全回复、再结晶转变为奥氏体晶粒.而根据晶粒长大规律，随着奥氏体化温度的升高晶粒尺寸也会长大，退火温度过高使晶粒粗化，将导致力学性下降，样品A在800 ℃退火30 min，其晶粒尺寸比样品B的小.另外，本研究工作的对象为中锰钢.目前，中锰碳钢铁素体和奥氏体双相组织的实现，得益于其独特的合金成分设计和热处理工艺设计思路，研发的目标是希望获得高强度高塑性的力学性能[9～12].国外学者选择了淬火和配分工艺(Queching and Partitioning，Q&P)获得亚稳奥氏体，该工艺虽然能够得到超高强度钢，但是组织中奥氏体含量较少(10%～15%)，对延伸率的改善有限.例如，Speer等[9,11]利用淬火和配分工艺对0.3C-5Mn-1.6Si中锰钢处理后，使钢的强度在 1 100～1 200 MPa 级，总伸长率在5%～15%的水平，强度和塑性乘积仅达到了10～15GPa·%的水平.

图5 样品A、B单向拉伸的硬化率-真应变曲线Fig.5 Work-hardening rate vs. true strain curves of sample A and B

为了揭示样品A具有良好力学性能的本质，分析其加工硬化行为，如图5所示.显然，样品A和样品B的加工硬化能力具有显著差异，加工硬化率曲线走势相似，但是在第一阶段(ε<～0.11)，样品B的初始硬化率显著优于样品A，可见在两相区退火前先奥氏体化对组织性能影响很大.这是因为在900 ℃奥氏体化后，高温导致样品室温组织中预马氏体含量显著增加，而马氏体为强化相，其对位错运动的阻力显著高于铁素体及奥氏体.在第二阶段(～0.11<ε<～0.22)，随着应力的增加，来自铁素体和奥氏体中的加工硬化急剧减少，加工硬化主要来自于形变诱导亚稳奥氏体向马氏体转变的TRIP效应；当铁素体相和马氏体相界面的集中应力达到一定值时，部分马氏体开始塑性变形，使相界面的应力得到松弛[8].另外，奥氏体向马氏体转变过程中，造成的体积膨胀对周围组织产生压应力作用，使得超细铁素体中产生大量位错，这样位错与相变的交互作用变成为第二阶段最主要的强化机制.同时，低温奥氏体化，有利于马氏体逆转变为铁素体和奥氏体后的晶粒尺寸减小，铁素体由于晶粒细化使得内部晶界数量显著增加，阻碍位错运动的能力加强，传播微裂纹能力减弱；而且晶粒越细，不同位向的晶粒越多，位错滑移变形更加复杂，更有利于塑性变形，在材料强度提高的同时，塑性也可以明显改善[11,12].因此表现为样品A的加工硬化率显著比样品B高.在第三阶段(～0.22<ε<～0.25)，塑性变形主要由裂纹的形成和扩展过程控制，而此时马氏体保持弹性变形，未对样品的塑性贡献应变.大晶粒及过多的预马氏体均会减弱样品B的加工硬化率.

综上所述，样品A中的大量奥氏体(28%)在变形过程中的TRIP效应为其提供持续的加工硬化率，保证了其具有良好的塑性及很高的强度.

3 结 论

(1)经过800 ℃及900 ℃奥氏体化处理30 min，并在630 ℃退火30 min的温轧板，其室温组织中的奥氏体含量体积分数分别为28%及15%.

(2)奥氏体化温度越低，晶粒越小，室温下奥氏体百分比越高，综合力学性能越好.800 ℃奥氏体化的样品的屈服强度、抗拉强度分别高达900 MPa 和1 340 MPa，比900 ℃奥氏体化后的样品屈服强度及抗拉强度分别高80 MPa和190 MPa，延伸率高达27%.

(3)实验钢的良好性能来源于基体组织中的位错强化；形变诱导马氏体转变的TRIP效应.

[1] Shen Y F, Qiu C H, Wang L,etal. Effects of cold rolling on microstructure and mechanical properties of Fe-30Mn-3Si-4Al-0.093C TWIP steel [J]. Materials Science Engineering A, 2013, 561:329-337.

[2] Shen Y F, Wang Y D, Liu X P,etal. Deformation mechanisms of a 20Mn TWIP steel investigated by in situ neutron diffraction and TEM[J]. Acta Materialia, 2013, 61:6093-6106.

[3] Bruzszek R K, Rodrigues P C M, Motta L S,etal. Microstructural evolution of ultra-fine grained C-Mn steel [J]. Materials Research, 2002, 5(3): 343-348.

[4] Serajzadeh S, Mohammadzadeh M. Effects of deformation parameters on the final microstructure and mechanical properties in warm rolling of a low-carbon steel [J]. International Journal Advanced Manufacture Technology, 2007, 34: 262-269.

[5] Mohammad R, Fakhraddin A, Abbas N,etal. Effect of rolling temperature on the deformation and recrystallization textures of warm-rolled steels [J]. Metallurgical Materials Transaction A, 2003, 34(5): 1163-1174.

[6] Santos D B, Bruzszek R K, Rodrigues P C M,etal. Formation of ultra-fine ferrite microstructure in warm rolled and annealed C-Mn steel [J]. Materials Science Engineering A, 2003, 346(1-2): 189-195.

[7] Hawkins D N, Shuttleworth A A. The effect of warm rolling on the structure and properties of a low-carbon steel [J]. Mechanical Working Technology, 1979, 2(4): 333-345.

[8] Asoo K, Tomota Y, Harjo S. Tensile behavior of a TRIP-aided ultra-fine grained steel studied by neutron diffraction [J]. ISIJ International, 2011, 51(1): 145.

[9] Moor E D, Speer J G, Matlock D K. Effect of C and Mn on the quenching and partitioning response of C-Mn-Si steels [J]. ISIJ International, 2011, 51(1): 137-144.

[10] Lee S, Lee S J, De Cooman B C. Work hardening behavior of ultrafine-grained Mn transformation induced plasticity steel [J]. Acta Materialia, 2011, 59(20): 7546-7553.

[11] Matlock D K, Speer J G. Austenite stabilization through manganese enrichment [J]. Scripta Materialia, 2011, 64(2): 185-188.

[12] Hanamura T, Torizuka S, Sunahara A. Excellent total mechanical-properties- balance of 5% Mn, 30000 MPa·% steel [J]. ISIJ International, 2011, 51(4): 685-687.

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.

国家科技支撑计划项目(2011BAE13B03)；中央高校基本科研业务费专项资金资助项目 (N130402005); 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室开放课题(No. 2012001).

邓江宁(1971—)，男，东北大学工程师,E-mail:jndeng@mail.neu.eolu.cn.

TG 113

A

1671-6620(2014)04-0272-04