1、概況

    在低碳鋼中添加5%-7%Mn，制造高強(qiáng)度高韌性鋼的研究工作早在20世紀(jì)70年代就已經(jīng)開始進(jìn)行。最近開發(fā)出的Mn含量小于高錳TWIP鋼的“中錳鋼”，具有力學(xué)性能和合金成本的綜合優(yōu)勢(shì)，已經(jīng)作為新一代AHSS（先進(jìn)高強(qiáng)度鋼）而受到關(guān)注。日本本田技術(shù)研究所研究了Mn在提高超微細(xì)鐵素體低碳鋼均勻伸長(zhǎng)率方面的作用。低碳鋼中添加Mn的目的是，使鋼可以進(jìn)行較低溫度下的兩相區(qū)退火、抑制晶粒長(zhǎng)大和導(dǎo)入硬質(zhì)相。此前有研究報(bào)告報(bào)導(dǎo)了在4%Mn的較少錳含量的情況下，利用亞微米等軸晶粒組織控制，形成復(fù)相組織的方法也可以使鋼具有1200MPa的高強(qiáng)度和20%以上的高延性。該研究確認(rèn)，鋼中殘余奧氏體的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變提高鋼的加工硬化率，對(duì)于鋼的高強(qiáng)度、高韌性有很大作用。近年來對(duì)“中錳鋼”的組織和力學(xué)性能研究十分活躍，但仍有許多不明之處。本文研究了殘余奧氏體分量、母相及第二相晶粒大小等組織因素對(duì)“中錳鋼”力學(xué)性能的影響。

    2、實(shí)驗(yàn)方法

    用真空熔煉方法制作實(shí)驗(yàn)用鋼鋼錠，實(shí)驗(yàn)鋼錠的成分是在0.1%C-0.2%Nb-15ppmB成分基礎(chǔ)上添加2%-5%Mn。對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼錠進(jìn)行1200℃×1h的加熱，加熱后在奧氏體（γ）區(qū)將實(shí)驗(yàn)鋼錠軋制成厚度為5mm的鋼板并進(jìn)行水冷。將鋼板再加熱到1000℃后水冷，然后再加熱到鐵素體－奧氏體兩相區(qū)，并進(jìn)行水冷。這時(shí)鋼的組織是微細(xì)的針狀組織和片層狀組織的復(fù)合組織。本研究為獲得等軸晶粒，對(duì)上述熱軋鋼板進(jìn)行冷軋和兩相區(qū)退火。具體工藝是，將5mm熱軋鋼板冷軋為1mm的冷軋鋼板，用兩座鹽浴爐對(duì)冷軋板進(jìn)行600-700℃×120s的兩相區(qū)退火，然后進(jìn)行400℃×300s退火（OA處理）。此外，為研究組織微細(xì)化對(duì)性能的影響，利用真空熔煉法制作0.15%C-4%Mn-0.05%Nb的鋼錠。在γ區(qū)將鋼錠軋制成厚度為3.5mm的鋼板并空冷到室溫，然后將3.5mm的熱軋鋼板冷軋到1.2mm，再對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行兩相區(qū)退火和OA處理。為使一部分試樣的晶粒粗大化，對(duì)一部分冷軋鋼板進(jìn)行620℃×3h的再結(jié)晶熱處理，再結(jié)晶熱處理后進(jìn)行兩相區(qū)600s退火和OA處理。用SEM對(duì)TD斷口進(jìn)行觀察，用X射線（Co-Kα）衍射法測(cè)定鋼中的γ量，測(cè)定用的試樣是化學(xué)研磨試樣。用標(biāo)點(diǎn)距離為6mm、寬度為2mm的小試樣測(cè)定鋼的軋制方向的拉伸性能。

    3、實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

    關(guān)于0.1%C-5%Mn鋼的殘余奧氏體量與拉伸性能的關(guān)系。600-700℃退火的0.1%C-5%Mn鋼的組織都是以晶粒直徑小于0.5μm的超微細(xì)鐵素體為母相的復(fù)相組織。退火溫度升高，第二相分量增加，但鐵素體晶粒直徑變化很小。圖1是不同溫度退火試樣的公稱應(yīng)力－應(yīng)變曲線，圖中還標(biāo)明了殘余奧氏體量。殘余奧氏體量小于16%時(shí)，公稱應(yīng)力－應(yīng)變曲線中未出現(xiàn)均勻伸長(zhǎng)，退火溫度為660℃時(shí)，鋼中的殘余奧氏體量為22%，試樣在滑移變形后出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象。退火溫度繼續(xù)升高，鋼的強(qiáng)度隨之升高，但均勻伸長(zhǎng)率下降。退火溫度為680℃時(shí)，殘余奧氏體量達(dá)到最大值，但作為強(qiáng)韌性綜合指標(biāo)的“抗拉強(qiáng)度×均勻伸長(zhǎng)率”在退火溫度為660℃時(shí)達(dá)到最大值。從圖中可知，0.1%C-5%Mn鋼出現(xiàn)加工硬化所需要的殘余奧氏體量約為20%，該值大于普通TRIP鋼的殘余奧氏體量（百分之幾~百分之十幾）。

    圖2是0.1%C-Mn復(fù)相組織鋼的殘余奧氏體量和真應(yīng)變?yōu)?/span>5%-10%的平均加工硬化率（Δσ/Δε）的關(guān)系。一般來說，鋼中殘余奧氏體量越多，即變形中產(chǎn)生的馬氏體量越多，鋼的加工硬化率越高。但從圖2可知，當(dāng)Mn含量為5%時(shí)，為提高鋼的加工硬化率，需要更多的殘余奧氏體量。由于Mn的固溶強(qiáng)化和鐵素體晶粒微細(xì)化，5%Mn鋼的屈服強(qiáng)度提高很多。由于變形應(yīng)力大，出現(xiàn)均勻伸長(zhǎng)所需要的應(yīng)力就大。所以，對(duì)于5%Mn鋼，為實(shí)現(xiàn)均勻伸長(zhǎng)，就需要有更多的殘余奧氏體量。

    關(guān)于組織細(xì)化對(duì)鋼性能的影響。圖3是超微細(xì)（UFG）復(fù)合組織的0.15%C-4%Mn鋼的SEM圖像和粗大晶粒（CG）復(fù)合組織的0.15%C-4%Mn鋼的SEM圖像。UFG材和CG材的兩相區(qū)退火溫度分別是685℃和725℃，其中CG材在兩相區(qū)退火前，增加了620℃的熱處理。UFG材和CG材中的鐵素體之外的第二相分量基本相等，為43%-45%。但殘余奧氏體量不同，UFG材的殘余奧氏體量是19%，CG材的殘余奧氏體量較低，是9%。原因是，CG材的兩相區(qū)退火溫度高，殘余奧氏體中的C量較低，在冷卻和OA過程中容易轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌唷D4是UFG材和CG材的公稱應(yīng)力－應(yīng)變曲線。CG材在變形開始后，加工硬化率立即變的很高，但隨著變形的進(jìn)行，加工硬化率很快下降。UFG材在滑移變形后，開始發(fā)生加工硬化，但在較大的應(yīng)變區(qū)內(nèi)仍保持加工硬化狀態(tài)。在700℃兩相區(qū)退火條件下，CG材中的殘余奧氏體量略大于UFG材，為24%。圖4中ref.表示的是殘余奧氏體量為24%的CG材的公稱應(yīng)力－應(yīng)變曲線，從該曲線上可以看出，殘余奧氏體量為24%的CG材在比較大的應(yīng)變下，仍保持加工硬化狀態(tài)，均勻伸長(zhǎng)率達(dá)到15%，但屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度小于UFG材。原因是CG材母材晶粒粗大和第二相總量較低（33%）。

    4、結(jié)語

    “中錳”超微細(xì)晶粒復(fù)合組織鋼，由于含有較多的殘余奧氏體，顯示出高強(qiáng)度和高加工硬化率，具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性。此外，組織微細(xì)化，對(duì)提高鋼的綜合性能也有很大作用。此前已經(jīng)知道超微細(xì)晶粒復(fù)合組織鋼具有良好的沖壓成形性和較高的沖擊吸收功，再加上本文所介紹的高強(qiáng)韌性，超微細(xì)晶粒復(fù)合組織鋼將會(huì)成為新一代AHSS。