工程科学学报，第38卷，第6期：795804,2016年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.6:795-804,June 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.06.008:http://journals.ustb.edu.cn Fe-22Mn0.7 C TWIP钢的热塑性与断裂机制 兰鹏2)四，唐海燕12，纪元2》，杜辰伟2》，张家泉12) 1)北京科技大学治金与生态工程学院，北京1000832)北京科技大学钢铁治金新技术国家重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:lanpeng@usth.cdu.cm 摘要基于G1 leeble-1500热力模拟试验机测定了Fe-22Mn0.7 C TWIP钢和Q235钢700~1300℃范围内的静态拉伸行为. 采用光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪、电子探针微区分析等技术表征两钢种不同温度下的变形特征和断口形貌.通过 分析基体化学成分、相体积分数、晶粒尺寸、凝固缺陷等因素探讨TWP钢铸态热塑性的变化规律及其影响机制.研究结果表 明，Fe-22Mn0.7 C TWIP钢700~1250℃范围内的铸态抗拉强度高于0235，而其断面收缩率低于40%，且断口均以沿枝晶间 断裂方式为主.品粒细化和控制溶质显微偏析有利于提高TWP钢热塑性，与基体均质性改善有关.此外，增加应变速率 TWP钢拉伸强度和断面收缩率同时增大. 关键词锰钢：热塑性：断裂机制裂纹：连铸 分类号TG142.7 Hot ductility and fracture mechanism of Fe-22Mn-0.7C TWIP steel LAN Peng,TANG Hai-yan',JI Yuan'),DU Chen-wei,ZHANG Jia-quan 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lanpeng@ustb.edu.cn ABSTRACT The static tensile behaviors of Fe-22Mn-0.7C TWIP steel and Q235 steel between 700 C and 1300 C were investiga- ted by Gleeble-1500 thermo-mechanical simulator.The microstructure characteristic and fracture morphology were observed by optical microscopy,scanning electron microscopy,energy dispersive spectrometry and electron probe micro-analysis.The hot ductility and influenced mechanism were revealed based on the discussion of chemical composition,matrix phase volume fraction,grain size and solidification defects.It is found that the TWIP steel has a reduction in area lower than 40%in the temperature range of 700 C to 1250C,but its tensile strength is higher than that of Q235 steel.Fractographic results manifest intergranular fracture for the TWIP steel.Grain refinement and microsegregation descending in the TWIP steel are beneficial to increasing the hot ductility due to the improvement of matrix homogeneity.Besides,the tensile strength and reduction in area of the TWIP steel increase with increasing strain rate. KEY WORDS manganese steel:hot ductility:fracture mechanisms;cracks;continuous casting 高锰TWP钢卓越的能量吸收性能使其成为汽车 较早开展TWP钢渣一金反应行为的基础研究之一. 轻量化领域的研究焦点.然而，TWP钢的超高合金化 刘建华等回基于工业实验结果提出精炼前期脱碳保锰 也为其治炼、浇铸控制工艺带来巨大挑战.陈建斌 与后期金属锰合金化相结合的成分控制策略，成功指 等0建立Fe-MnC系TWIP钢熔炼过程的热/动力学 导某厂建立Fe-25Mn-3Si-3 AI TWIP钢的合金化路 模型，且其预测值与实验值比较接近，是已报道文献中 线.同时，Gigacher等、兰鹏、Yang等实验分析 收稿日期：2015-06-15 基金项目：中央高校基本科研业务费资助项目(FRF-TP5066A)
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期: 795--804，2016 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 6: 795--804，June 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 06． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢的热塑性与断裂机制 兰 鹏1，2) ，唐海燕1，2) ，纪 元1，2) ，杜辰伟1，2) ，张家泉1，2) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 通信作者，E-mail: lanpeng@ ustb． edu． cn 摘 要 基于 Gleeble-1500 热力模拟试验机测定了 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢和 Q235 钢 700 ～ 1300 ℃范围内的静态拉伸行为． 采用光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪、电子探针微区分析等技术表征两钢种不同温度下的变形特征和断口形貌． 通过 分析基体化学成分、相体积分数、晶粒尺寸、凝固缺陷等因素探讨 TWIP 钢铸态热塑性的变化规律及其影响机制． 研究结果表 明，Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢 700 ～ 1250 ℃范围内的铸态抗拉强度高于 Q235，而其断面收缩率低于 40% ，且断口均以沿枝晶间 断裂方式为主． 晶粒细化和控制溶质显微偏析有利于提高 TWIP 钢热塑性，与基体均质性改善有关． 此外，增加应变速率 TWIP 钢拉伸强度和断面收缩率同时增大． 关键词 锰钢; 热塑性; 断裂机制; 裂纹; 连铸 分类号 TG142. 7 Hot ductility and fracture mechanism of Fe--22Mn--0. 7C TWIP steel LAN Peng1，2) ，TANG Hai-yan1，2) ，JI Yuan1，2) ，DU Chen-wei1，2) ，ZHANG Jia-quan1，2) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: lanpeng@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The static tensile behaviors of Fe--22Mn--0. 7C TWIP steel and Q235 steel between 700 ℃ and 1300 ℃ were investigated by Gleeble-1500 thermo-mechanical simulator． The microstructure characteristic and fracture morphology were observed by optical microscopy，scanning electron microscopy，energy dispersive spectrometry and electron probe micro-analysis． The hot ductility and influenced mechanism were revealed based on the discussion of chemical composition，matrix phase volume fraction，grain size and solidification defects． It is found that the TWIP steel has a reduction in area lower than 40% in the temperature range of 700 ℃ to 1250 ℃，but its tensile strength is higher than that of Q235 steel． Fractographic results manifest intergranular fracture for the TWIP steel． Grain refinement and microsegregation descending in the TWIP steel are beneficial to increasing the hot ductility due to the improvement of matrix homogeneity． Besides，the tensile strength and reduction in area of the TWIP steel increase with increasing strain rate． KEY WOＲDS manganese steel; hot ductility; fracture mechanisms; cracks; continuous casting 收稿日期: 2015--06--15 基金项目: 中央高校基本科研业务费资助项目( FＲF-TP-15-066A) 高锰 TWIP 钢卓越的能量吸收性能使其成为汽车 轻量化领域的研究焦点． 然而，TWIP 钢的超高合金化 也为其冶炼、浇铸控制工艺带来巨大挑战． 陈 建 斌 等［1］建立 Fe--Mn--C 系 TWIP 钢熔炼过程的热/动力学 模型，且其预测值与实验值比较接近，是已报道文献中 较早开展 TWIP 钢渣--金反应行为的基础研究之一． 刘建华等［2］基于工业实验结果提出精炼前期脱碳保锰 与后期金属锰合金化相结合的成分控制策略，成功指 导某厂建立 Fe--25Mn--3Si--3Al TWIP 钢的合金化路 线． 同时，Gigacher 等［3］、兰鹏［4］、Yang 等［5］实验分析
·796· 工程科学学报，第38卷，第6期 高锰钢的凝固特性及其铸坯质量问题，为改善和优化 仍不明确 TWP钢浇铸控制工艺提供可靠依据.已有研究表 本研究通过对比Fe-22Mn0.7 C TWIP和Q235钢 明-可，中、高锰钢连铸生产时极易发生角部和内部裂 铸态试样热拉伸试验结果分析高锰、高碳合金化对基 纹，严重降低板材加工和使用性能甚至导致产品报废. 体高温变形行为的影响，揭示700~1300℃之间两钢 TWP钢浇铸、加工缺陷与其高温力学行为有关 种铸态热塑性的差异与变化规律，讨论TWP钢均质 Bleck等、Kang等、Salas-Reyes等a和Lan等u 性和晶粒度与其静态拉伸时断面收缩率的关系，为进 实验中测定TWP钢的铸态热塑性比较差，其700~ 一步建立和完善高锰TWIP钢工业路线及其质量控制 1200℃范围内的断面收缩率约为40%.然而，根据 策略提供理论指导和实验参考 Yang等、Hamada和Karjalainen☒对TWP钢试样的 1 试样与实验方案 热拉伸试验分析，其700~1300℃范围内断面收缩率 高于40%，且最高可达87%.尽管以上实验中钢种成 采用25kg中频真空感应炉在氩气氛下分别治炼 分和基体晶粒度不同，但文献中揭示的高锰TWP钢 Fe-22Mn-0.7 C TWIP钢和Q235钢，两钢种实测成分 热塑性与常见钢种的差异及其与连铸裂纹倾向的关系 如表1所示 表1高温拉伸试样的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of specimens for high temperature tensile test 号 试样 设计成分 C Mn P 0 N Fe TWIP Fe-22Mn-0.7C 0.73 22.03 0.17 0.00560.00601200℃ Fig.1 Schemes of high temperature tensile test:(a)≤1200℃：(b)>1200℃ 选取精度为0.02mm的游标卡尺测量试样三个方 2实验结果及分析 向的断面直径（相邻方向夹角约为120），最终数据为 三次测量结果的平均值.采用扫描电子显微镜、能谱 2.1TWP钢高温拉伸行为与断裂特征 仪和光学显微镜观察试样断口形貌及基体变形特征， 采用Gleeble500热力模拟试验机测定各试样 基于电子探针微区分析技术表征高锰TWIP钢试样的 700~1300℃范围内（温度间隔50℃）的真应力-应变 溶质显微分布，结合JmatPro7.0软件对不同钢种相组 曲线如图2所示.图中可见，各试样的流变应力均随 分的预测结果，揭示Fe-MnC系TWIP钢高温力学行 温度升高而降低，而断裂应变温度升高非单调变化. 为及热塑性影响机制. 在700~1000℃范围内，Fe22Mn0.7 C TWIP钢试样的
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 高锰钢的凝固特性及其铸坯质量问题，为改善和优化 TWIP 钢浇铸控制工艺提供可靠依据． 已 有 研 究 表 明［3--7］，中、高锰钢连铸生产时极易发生角部和内部裂 纹，严重降低板材加工和使用性能甚至导致产品报废． TWIP 钢 浇 铸、加 工 缺 陷 与 其 高 温 力 学 行 为 有 关． Bleck 等［8］、Kang 等［9］、Salas-Ｒeyes 等［10］ 和 Lan 等［11］ 实验中测定 TWIP 钢的铸态热塑性比较差，其 700 ～ 1200 ℃ 范围内的断面收缩率约为 40% ． 然 而，根 据 Yang 等［5］、Hamada 和 Karjalainen［12］对 TWIP 钢试样的 热拉伸试验分析，其 700 ～ 1300 ℃ 范围内断面收缩率 高于 40% ，且最高可达 87% ． 尽管以上实验中钢种成 分和基体晶粒度不同，但文献中揭示的高锰 TWIP 钢 热塑性与常见钢种的差异及其与连铸裂纹倾向的关系 仍不明确． 本研究通过对比 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 和 Q235 钢 铸态试样热拉伸试验结果分析高锰、高碳合金化对基 体高温变形行为的影响，揭示 700 ～ 1300 ℃ 之间两钢 种铸态热塑性的差异与变化规律，讨论 TWIP 钢均质 性和晶粒度与其静态拉伸时断面收缩率的关系，为进 一步建立和完善高锰 TWIP 钢工业路线及其质量控制 策略提供理论指导和实验参考． 1 试样与实验方案 采用 25 kg 中频真空感应炉在氩气氛下分别冶炼 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢和 Q235 钢，两钢种实测成分 如表 1 所示． 表 1 高温拉伸试样的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of specimens for high temperature tensile test % 试样 设计成分 C Mn Si P S Al O N Fe TWIP Fe--22Mn--0. 7C 0. 73 22. 03 0. 17 0. 0056 0. 0060 ＜ 0. 005 1. 5 × 10 － 4 6 × 10 － 4 余量 Q235 Fe--0. 7Mn--0. 1C 0. 15 0. 71 ― ― ― ― ― ― 余量 值得注意的是，试样中 O 和 N 的质量分数分别 为 15 × 10 － 6和 60 × 10 － 6，处于普碳钢工业生产中的 正常控制水平． 为了避免夹杂物和宏观偏析恶化性 能，并考虑到连铸过程中裂纹容易在枝晶间产生，根 据已完成的低倍酸洗实验，在各铸锭的柱状晶区取 样，其尺寸为 10 mm × 120 mm． 采用 Gleeble-1500 热 力模拟试验机测试两钢种的铸态高温拉伸性能，具 体实验方案如图 1 所示． 当测试温度 Tt不高于 1200 ℃ 时采用( a) 拉伸方案，高于 1200 ℃ 时采用( b) 拉伸 方案． 图 1 高温拉伸试验方案． ( a) ≤1200 ℃ ; ( b) ＞ 1200 ℃ Fig． 1 Schemes of high temperature tensile test: ( a) ≤1200 ℃ ; ( b) ＞ 1200 ℃ 选取精度为 0. 02 mm 的游标卡尺测量试样三个方 向的断面直径( 相邻方向夹角约为 120°) ，最终数据为 三次测量结果的平均值． 采用扫描电子显微镜、能谱 仪和光学显微镜观察试样断口形貌及基体变形特征， 基于电子探针微区分析技术表征高锰 TWIP 钢试样的 溶质显微分布，结合 JmatPro 7. 0 软件对不同钢种相组 分的预测结果，揭示 Fe--Mn--C 系 TWIP 钢高温力学行 为及热塑性影响机制． 2 实验结果及分析 2. 1 TWIP 钢高温拉伸行为与断裂特征 采用 Gleeble-1500 热 力 模 拟 试 验 机 测 定 各 试 样 700 ～ 1300 ℃范围内( 温度间隔 50 ℃ ) 的真应力--应变 曲线如图 2 所示． 图中可见，各试样的流变应力均随 温度升高而降低，而断裂应变温度升高非单调变化． 在 700 ～ 1000 ℃范围内，Fe-22Mn-0. 7C TWIP 钢试样的 · 697 ·
兰鹏等：Fe-22Mn-0.7CTWP钢的热塑性与断裂机制 ·797· 加工硬化能力比Q235显著，而1000℃以上不同钢 高温条件下TWIP钢形变强化机制与李生行为基本 种的抗拉强度非常接近.钢的加工硬化特性是基体 无关.由于实验中试样的铸态结构、拉伸温度和应变 中位错增殖并缠结、塞积到晶界处进而阻碍进一步 率基本相同，在某一应变量下的加工硬化行为取决 变形的宏观表现，其与合金的晶格结构、变形温度、 于各试样内部的晶格状态.TWIP中合金元素含量较 变形速率和变形程度均有关.对于TWIP钢来说，孪 高，其大量的间隙C原子和置换Mn原子引起显著的 生效应动态细化晶粒对加工硬化也有直接影响.然 晶格畸变，使位错与应力场相互作用进而提高加工 而，根据兰鹏0对Fe-MnC系奥氏体钢的热力学分 硬化性能：相比之下，Q235钢中Mn和C的固溶强化 析，TWIP钢600℃以上形变时由于层错能过高而不 效应并不显著.此外，不同钢种在同一温度下拉伸时 发生李生效应.Jung等圆、Asghari等和Koyama 的总应变量也不尽相同.在700~900℃之间TWIP 等实验测定TWP钢高温形变时的李晶比例，发 钢与Q235的断裂应变比较接近，而900℃以上时 现500℃以上基体中李晶密度接近于零.由此可见， Q235的断裂应变显著高于TWIP钢. 300r 300 a 700℃ 750℃ -700℃ 8 -1050℃ 250 800℃ 250 750℃ 9 1100℃ 850℃ 800℃ 10 .11s0C 200 900℃ 850℃ 1200℃ 200 11 950℃ 900℃ 12 1250℃ 1000℃ dW/ 950℃ 13 1300 10 1050℃ 150 1000℃ 1100℃ 100 10 1150℃ 4 11 1200℃ 12 1250℃ 13 -1300℃ 50 0.2 0.4 0.6 0.8 0.2 0.4 0.6 0.8 真应变 真应变 图2试样各温度的真应力-应变曲线.(a)TWP钢：(b)Q235钢 Fig.2 True stress-strain curves of specimens at different temperatures:(a)TWIP steel:(b)Q235 steel 从图2还可以看出，Q235试样在900℃以上各温 铸态抗拉强度随温度的变化规律.图中表明：相同实 度拉伸时真应力一应变曲线出现明显波动现象，这是 验条件下某一温度TWIP钢的抗拉强度高于Q235:且 动态再结晶软化和加工硬化共同作用的结果.动态再 1100℃以下，各测试温度TWP钢的抗拉强度约为 结晶发生时基体中应力集中缓解且晶粒细化，有利于 0235的1.5~2.0倍.分析可知，Fe-22Mn0.7 C TWIP 提高材料塑性.对比发现，Q235钢拉伸时开始发生显 基体中合金含量最高，其加工硬化性能最好，进而抗拉 著动态再结晶的温度约为900℃，而TWP钢在各温度 强度较大.图3(b)是TWIP钢和Q235钢断面收缩率 下均未观察到明显的动态再结晶行为. 结果.图中可见：在700~1300℃范围内，Q235的热塑 图3(a)是基于工程应力-应变曲线得到的各试样 性较好，各温度下的断面收缩率均在40%以上：而 200T(d 100[ Q235 150 TWIP 60 100 Q235 0 TWIP 50 20 0 700 800 9001000110012001300 700 80090010001100 1200 1300 温度℃ 温度℃ 图3试样的热拉伸性能.(a)抗拉强度：(b)断面收缩率 Fig.3 Thermal tensile performance of specimens:(a)tensile strength:(b)reduction in area
兰 鹏等: Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢的热塑性与断裂机制 加工硬化能力比 Q235 显著，而 1000 ℃ 以上不同钢 种的抗拉强度非常接近． 钢的加工硬化特性是基体 中位错增殖并缠结、塞积到晶界处进而阻碍进一步 变形的宏观表现，其与合金的晶格结构、变形温度、 变形速率和变形程度均有关． 对于 TWIP 钢来说，孪 生效应动态细化晶粒对加工硬化也有直接影响． 然 而，根据兰鹏［4］对 Fe--Mn--C 系奥氏体钢的热力学分 析，TWIP 钢 600 ℃ 以上形变时由于层错能过高而不 发生 孪 生 效 应． Jung 等［13］、Asghari 等［14］ 和 Koyama 等［15］实验测定 TWIP 钢高温形变时的孪 晶 比 例，发 现 500 ℃ 以上基体中孪晶密度接近于零． 由此可见， 高温条件下 TWIP 钢形变强化机制与孪生行为基本 无关． 由于实验中试样的铸态结构、拉伸温度和应变 率基本相同，在某一应变量下的加工硬化行为取决 于各试样内部的晶格状态． TWIP 中合金元素含量较 高，其大量的间隙 C 原子和置换 Mn 原子引起显著的 晶格畸变，使位错与应力场相互作用进而提高加工 硬化性能; 相比之下，Q235 钢中 Mn 和 C 的固溶强化 效应并不显著． 此外，不同钢种在同一温度下拉伸时 的总应变量也不尽相同． 在 700 ～ 900 ℃ 之间 TWIP 钢与 Q235 的 断 裂 应 变 比 较 接 近，而 900 ℃ 以 上 时 Q235 的断裂应变显著高于 TWIP 钢． 图 2 试样各温度的真应力--应变曲线． ( a) TWIP 钢; ( b) Q235 钢 Fig． 2 True stress--strain curves of specimens at different temperatures: ( a) TWIP steel; ( b) Q235 steel 图 3 试样的热拉伸性能． ( a) 抗拉强度; ( b) 断面收缩率 Fig． 3 Thermal tensile performance of specimens: ( a) tensile strength; ( b) reduction in area 从图 2 还可以看出，Q235 试样在 900 ℃ 以上各温 度拉伸时真应力--应变曲线出现明显波动现象，这是 动态再结晶软化和加工硬化共同作用的结果． 动态再 结晶发生时基体中应力集中缓解且晶粒细化，有利于 提高材料塑性． 对比发现，Q235 钢拉伸时开始发生显 著动态再结晶的温度约为 900 ℃，而 TWIP 钢在各温度 下均未观察到明显的动态再结晶行为． 图 3( a) 是基于工程应力--应变曲线得到的各试样 铸态抗拉强度随温度的变化规律． 图中表明: 相同实 验条件下某一温度 TWIP 钢的抗拉强度高于 Q235; 且 1100 ℃以下，各 测 试 温 度 TWIP 钢 的 抗 拉 强 度 约 为 Q235 的1. 5 ～ 2. 0 倍． 分析可知，Fe--22Mn--0. 7C TWIP 基体中合金含量最高，其加工硬化性能最好，进而抗拉 强度较大． 图 3( b) 是 TWIP 钢和 Q235 钢断面收缩率 结果． 图中可见: 在 700 ～ 1300 ℃范围内，Q235 的热塑 性较 好，各温度下的断面收缩率均在 40% 以 上; 而 · 797 ·
·798· 工程科学学报，第38卷，第6期 TWP钢断面收缩率整体较差，其断面收缩率最高不超 是不同温度下Q235试样静态拉伸时的断口形貌.图 过35%.由此可推断，高锰TWP钢连铸过程中具有 中可见，1000℃高温拉伸时试样断口韧窝细小而均 比较显著的裂纹倾向，这与已报道文献中Mnl4铸坯 匀，颈缩明显，断面收缩率高于90%.观察发现，该温 易于形成角部和内部裂纹的特性是一致的刀 度下基体热塑性与动态再结晶有关.图2中1000℃时 基于JmatPro7.0计算Q235和TWIP钢的相体积 真应力一应变曲线的波动特征也证实了基体拉伸时发 分数如图4图所示.分析可知，铸锭Q235试样的热塑 生的动态再结晶.Q235钢850℃拉伸时断面收缩率约 性与常见低碳钢连铸坯实验结果无明显差异a,其第 为40%，为典型枝晶间断裂特征，如图5(c)和(d)所 三脆性区与低应变速率下铁素体优先在奥氏体晶界处 示.试样断口韧窝粗大、浅平，且韧窝中存在比较多的 形核并呈膜状析出弱化晶界有关，与图4中相分率曲 球状颗粒物，这是可能导致其脆性断裂的主要因素. 线完全对应.在900~1200℃范围内Q235具有较高 与相同实验条件下的Q235钢相比，TWP钢各温度下 的断面收缩率，其得益于基体发生的动态再结晶.图5 的热塑性均较差.1200℃到熔点之间是TWP钢的第 100 100 (a) 90 液相 90 液相 0 ·一一铁素体 一奥氏体 ·奥氏体 70 70 60 形 50 40 9 20 700 800 9001000110012001300140015001600 700 8009001000110012001300140015001600 温度℃ 温度℃ 图4两钢种的相体积分数曲线.(a)Q235钢：(b)TWP钢 Fig.4 Phase volume fraction curves of the two steels:(a)Q235 steel:(b)TWIP steel SEI 4155S日 图5Q235试样的断口形貌.(a,b)1000℃：(c,d)850℃ Fig.5 Fracture morphologies of the Q235 specimen:(a,b)1000C:(c,d)850 C
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 TWIP 钢断面收缩率整体较差，其断面收缩率最高不超 过 35% ． 由此可推断，高锰 TWIP 钢连铸过程中具有 比较显著的裂纹倾向，这与已报道文献中 Mn14 铸坯 易于形成角部和内部裂纹的特性是一致的［6--7］． 基于 JmatPro 7. 0 计算 Q235 和 TWIP 钢的相体积 分数如图 4 图所示． 分析可知，铸锭 Q235 试样的热塑 性与常见低碳钢连铸坯实验结果无明显差异［16］，其第 三脆性区与低应变速率下铁素体优先在奥氏体晶界处 形核并呈膜状析出弱化晶界有关，与图 4 中相分率曲 线完全对应． 在 900 ～ 1200 ℃ 范围内 Q235 具有较高 的断面收缩率，其得益于基体发生的动态再结晶． 图 5 是不同温度下 Q235 试样静态拉伸时的断口形貌． 图 中可见，1000 ℃ 高温拉伸时试样断口韧窝细小而均 匀，颈缩明显，断面收缩率高于 90% ． 观察发现，该温 度下基体热塑性与动态再结晶有关． 图 2 中 1000 ℃时 真应力--应变曲线的波动特征也证实了基体拉伸时发 生的动态再结晶． Q235 钢 850 ℃拉伸时断面收缩率约 为 40% ，为典型枝晶间断裂特征，如图 5( c) 和( d) 所 示． 试样断口韧窝粗大、浅平，且韧窝中存在比较多的 球状颗粒物，这是可能导致其脆性断裂的主要因素． 与相同实验条件下的 Q235 钢相比，TWIP 钢各温度下 的热塑性均较差． 1200 ℃ 到熔点之间是 TWIP 钢的第 图 4 两钢种的相体积分数曲线． ( a) Q235 钢; ( b) TWIP 钢 Fig． 4 Phase volume fraction curves of the two steels: ( a) Q235 steel; ( b) TWIP steel 图 5 Q235 试样的断口形貌． ( a，b) 1000 ℃ ; ( c，d) 850 ℃ Fig． 5 Fracture morphologies of the Q235 specimen: ( a，b) 1000 ℃ ; ( c，d) 850 ℃ · 897 ·
兰鹏等：Fe-22Mn0.7CTWP钢的热塑性与断裂机制 ·799* 一脆性区，其断面收缩率下降与M和C的显微偏析 力逐渐弱化，但高温时试样均温区内晶间偏聚溶质 及夹杂物在晶界的偏聚有关：950~1200℃是TWIP钢 可以向晶内扩散，在一定程度上改善基体均质性和 第二脆性区，该范围内断面收缩率在30%~35%内波 形变连续性，与850℃和900℃试样相比，其断面收 动.实验分析表明，高锰合金化推迟动态再结晶是该 缩率略有回升（图3）.图7为试样1150℃静态拉伸 区间内热塑性较低的根本原因79，而枝晶间溶质 时断口及其附近基体的变形特征.图中可见，该温度 元素偏聚引起的显微偏析和疏松是其形变连续性恶化 拉伸时变形主要发生在断口区，裂纹多萌生于相邻 的直接因素 枝晶与试样表面交汇处，且多沿一次枝晶边界向基 图6是TWIP钢铸态试样1100℃拉伸时的断口 体内部扩展.颈缩形成后TWP钢基体中存在三向 形貌.从图中可以看出，该温度下断口表观为沿晶间 应力，对枝晶间偏析和疏松基体有一定的剪切作用， 脆性断裂，且存在明显的枝晶间滑移特征，塑性变形 使该温度下断口表现出沿枝晶滑移的脆性断裂 主要集中在断口颈缩区.尽管温度升高时晶界结合 特征. 38 56 SEI 图6TWP钢1100℃静态拉伸时的断口形貌 Fig.6 Fracture morphologies of statically-ested TWIP steel at 1100C 拉伸方向 200m 200m 图7TWP钢1150℃静态拉伸时基体变形特征.(a)断口附近：(b)断口处 Fig.7 Deformation feature of the statically-ested TWIP steel at 1100 C:(a)near fracture:(b)fracture TWIP钢第三脆性区位于800~950℃，该范围内 征明显：当拉伸温度低于800℃时，TWIP钢断口为沿 断面收缩率低于30%，最容易形成晶间裂纹.图8 晶和少量穿晶混合型断裂，断面收缩率高于30%. 是TWP钢900℃静态拉伸时的断口形貌.图中可 图9为TWP钢850℃静态拉伸时断口及其附近基 见，该温度拉伸时试样断口平齐且基本无颈缩，为典 体的变形特征.图中可见：断口附近未发生明显颈 型晶间脆性断裂特征.根据高温力学理论，多晶材料 缩，形变时基体主要受到单向拉应力作用：裂纹萌生 晶界强度随温度升高而逐渐减小，基体断裂特征将 于试样内部相邻枝晶交界面上，且沿着结合力弱的 由穿晶型转为沿晶型（形变时不考虑动态再结晶作 晶界向外扩展.观察发现，TWP钢试样断口及其附 用).根据已有实验结果0，第三脆性区Fe-22Mn- 近区域的基体中均存在许多微裂纹，说明拉伸时均 0.7CTWP钢晶间强度低于晶内，且该温度下溶质 温区内变形分布比较均匀，试样断裂模式为单向应 扩散能力有限，试样拉伸时基本无颈缩，沿晶断裂特 力状态下沿枝晶间脆性开裂
兰 鹏等: Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢的热塑性与断裂机制 一脆性区，其断面收缩率下降与 Mn 和 C 的显微偏析 及夹杂物在晶界的偏聚有关; 950 ～ 1200 ℃ 是 TWIP 钢 第二脆性区，该范围内断面收缩率在 30% ～ 35% 内波 动． 实验分析表明，高锰合金化推迟动态再结晶是该 区间内热塑性较低的根本原因［8，17--19］，而枝晶间溶质 元素偏聚引起的显微偏析和疏松是其形变连续性恶化 的直接因素． 图 6 是 TWIP 钢铸态试样 1100 ℃ 拉伸时的断口 形貌． 从图中可以看出，该温度下断口表观为沿晶间 脆性断裂，且存在明显的枝晶间滑移特征，塑性变形 主要集中在断口颈缩区． 尽管温度升高时晶界结合 力逐渐弱化，但高温时试样均温区内晶间偏聚溶质 可以向晶内扩散，在一定程度上改善基体均质性和 形变连续性，与 850 ℃ 和 900 ℃ 试样相比，其断面收 缩率略有回升( 图 3) ． 图 7 为试样 1150 ℃ 静态拉伸 时断口及其附近基体的变形特征． 图中可见，该温度 拉伸时变形主要发生在断口区，裂纹多萌生于相邻 枝晶与试样表面交汇处，且多沿一次枝晶边界向基 体内部扩展． 颈缩形成后 TWIP 钢基体中存在三向 应力，对枝晶间偏析和疏松基体有一定的剪切作用， 使该温 度 下 断 口 表 现 出 沿 枝 晶 滑 移 的 脆 性 断 裂 特征． 图 6 TWIP 钢 1100 ℃静态拉伸时的断口形貌 Fig． 6 Fracture morphologies of statically-tested TWIP steel at 1100 ℃ 图 7 TWIP 钢 1150 ℃静态拉伸时基体变形特征． ( a) 断口附近; ( b) 断口处 Fig． 7 Deformation feature of the statically-tested TWIP steel at 1100 ℃ : ( a) near fracture; ( b) fracture TWIP 钢第三脆性区位于 800 ～ 950 ℃ ，该范围内 断面收缩 率 低 于 30% ，最 容 易 形 成 晶 间 裂 纹． 图 8 是 TWIP 钢 900 ℃ 静态拉 伸 时 的 断 口 形 貌． 图 中 可 见，该温度拉伸时试样断口平齐且基本无颈缩，为典 型晶间脆性断裂特征． 根据高温力学理论，多晶材料 晶界强度随温度升高而逐渐减小，基体断裂特征将 由穿晶型转为沿晶型( 形变时不考虑动态再结晶作 用) ． 根 据 已 有 实 验 结 果［4］，第三 脆 性 区Fe--22Mn-- 0. 7C TWIP 钢晶间强 度 低 于 晶 内，且 该 温 度 下 溶 质 扩散能力有限，试样拉伸时基本无颈缩，沿晶断裂特 征明显; 当拉伸温度低于 800 ℃ 时，TWIP 钢断口为沿 晶和少量 穿 晶 混 合 型 断 裂，断面收缩率高于 30% ． 图 9 为 TWIP 钢 850 ℃ 静态拉伸时断口及其附近基 体的变形特征． 图中 可 见: 断 口 附 近 未 发 生 明 显 颈 缩，形变时基体主要受到单向拉应力作用; 裂纹萌生 于试样内部相邻枝晶交界面上，且沿着结合力弱的 晶界向外扩展． 观察发现，TWIP 钢试样断口及其附 近区域的基体中均存在许多微裂纹，说明拉伸时均 温区内变形分布比较均匀，试样断裂模式为单向应 力状态下沿枝晶间脆性开裂． · 997 ·
·800· 工程科学学报，第38卷，第6期 556sE1 20kU 3456sE1 图8TWP钢900℃静态拉伸时的断口形貌 Fig.8 Fracture morphology of the statically-tested TWIP steel at 900C 200 图9TWIP钢850℃静态拉伸时基体的变形特征.()断口附近：(b)断口处 Fig.9 Deformation feature of the statically-tested TWIP steel at 850 C:(a)near fracture:(b)fracture 2.2TWP钢高温拉伸行为与晶粒尺寸及显微偏析 (锻态)锰元素显微偏析比由铸态0.8~1.3下降至 实验中难以通过改变浇注条件实现试样铸态晶粒 0.9~1.1范围内，如图11所示. 度和均质性的控制，故采用热加工的方法对铸态TWP 图12为不同Fe-22Mn0.7CTWP钢试样的抗拉 钢试样进行组织细化和均匀化，进而根据试样锻造前 强度和断面收缩率曲线.从图中可以看出，与铸态数 后断面收缩率的变化分析基体晶粒尺寸和显微偏析对 据相比，锻后试样的强度和塑性均得到显著提高.对 TWIP钢热塑性的影响.根据已有分析结果，TWP钢 于Fe-22Mn-0.7 C TWIP钢来说，基体均质性提高后 凝固晶粒尺寸约为1~2mm,而锻后试样晶粒尺寸约 900℃以下的抗拉强度增大约30%，而900~1200℃之 为50~80μm,如图10所示（铸态和锻态TWIP钢侵蚀 间的断面收缩率提高2倍以上，接近于Hamada的实 对比度不强，已采用图片工具处理).同时，热加工后 测结果网.与铸态试样相比，热加工TWP钢高温强 (a 200m 50m 图10光学显微镜下TWP品粒形貌.(a)铸态：(b)锻态 Fig.10 Grain morphology of the TWIP steel by optical microscopy:(a)as-cast:(b)as-forged
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 图 8 TWIP 钢 900 ℃静态拉伸时的断口形貌 Fig． 8 Fracture morphology of the statically － tested TWIP steel at 900 ℃ 图 9 TWIP 钢 850 ℃静态拉伸时基体的变形特征． ( a) 断口附近; ( b) 断口处 Fig． 9 Deformation feature of the statically-tested TWIP steel at 850 ℃ : ( a) near fracture; ( b) fracture 图 10 光学显微镜下 TWIP 晶粒形貌． ( a) 铸态; ( b) 锻态 Fig． 10 Grain morphology of the TWIP steel by optical microscopy: ( a) as-cast; ( b) as-forged 2. 2 TWIP 钢高温拉伸行为与晶粒尺寸及显微偏析 实验中难以通过改变浇注条件实现试样铸态晶粒 度和均质性的控制，故采用热加工的方法对铸态 TWIP 钢试样进行组织细化和均匀化，进而根据试样锻造前 后断面收缩率的变化分析基体晶粒尺寸和显微偏析对 TWIP 钢热塑性的影响． 根据已有分析结果，TWIP 钢 凝固晶粒尺寸约为 1 ～ 2 mm，而锻后试样晶粒尺寸约 为 50 ～ 80 μm，如图 10 所示( 铸态和锻态 TWIP 钢侵蚀 对比度不强，已采用图片工具处理) ． 同时，热加工后 ( 锻态) 锰元素显微偏析比由铸态 0. 8 ～ 1. 3 下降至 0. 9 ～ 1. 1 范围内，如图 11 所示． 图 12 为不同 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢试样的抗拉 强度和断面收缩率曲线． 从图中可以看出，与铸态数 据相比，锻后试样的强度和塑性均得到显著提高． 对 于 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢来说，基体均质性提高后 900 ℃以下的抗拉强度增大约 30% ，而 900 ～ 1200 ℃之 间的断面收缩率提高 2 倍以上，接近于 Hamada 的实 测结果［12］． 与铸态试样相比，热加工 TWIP 钢高温强 · 008 ·
兰鹏等：Fe-22Mn-0.7CTWP钢的热塑性与断裂机制 801 2.0m 2.0r (a) (b) 15 出 枝晶间 枝晶间 枝晶间 枝晶间 枝晶间 枝晶间 1.0 枝晶内 枝晶内 枝品内 枝品内 枝品内 枝品内 0.5 0.5 100 200300 400 500 0 100 200300 400 500 距离μm 距离/μm 图11电子探针微区分析仪测定TWIP钢Mn的显微偏析.(a)铸态：(b)锻态 Fig.11 Mn microsegregation in the TWIP steel by electron probe micro-analysis:(a)as-cast:(b)as-forged 250m (a 0 ■ 0 锻态 200 锻态 601 150 40 特态 100 铸态 30◆ 20 0 04 700 800 9001000110012001300 700 800 9001000110012001300 温度C 温度C 图12TWIP钢拉伸性能.(a)抗拉强度：(b)断面收缩率 Fig.12 Tensile performance of the TWIP steel:(a)tensile strength:(b)reduction in area 度和塑性的变化规律如下：(1)抗拉强度随温度升高 缩率可由20%提高至50%，而对1000℃以下的热塑 而减小，1000℃以下尤为明显：(2)1300℃时接近固 性基本无影响.Bleck等测定Fe-23Mn-0.6C钢铸 相线温度，其断面收缩率近似等于零：(3)由于基体晶 态热塑性实验中，其试样S质量分数低于0.0003%， 粒细化，形变时动态再结晶需要的激活能减小，其开始 且0和N分别为9×10-6和84×10-6，该TWIP钢 温度降低，原铸态试样900℃时脆性谷转变为高塑性 950~1300℃范围内的断面收缩率低于40%.由此 区；(4)锻后试样在800℃时断面收缩率约为30%，其 可知，TWIP钢的S含量并不是影响其热塑性的决定 脆性断裂机制与该温度下晶界滑移有关.综上可见， 性因素.进一步分析发现，Yang等同实验中试样切 改善高锰钢基体均质性可显著提高其静态拉伸时的高 取位置接近于柱状晶向等轴晶转变区，而本研究与 温塑性，这对建立合理的TWIP钢连铸和热加工工艺 Kang等o和Bleck等圆实验中试样均切取于柱状晶 具有重要参考价值. 区，这可能是导致Yang等同实测TWP钢断面收缩 此外，TWP钢纯净度对其铸态热塑性也具有直 率高于其余研究的主要原因.综合对比本研究与已 接影响.Yang等实测Fe-17Mn-0.6C-2 AI TWIP 报道文献中不同S含量高锰钢断面收缩率结果可 钢铸态试样静态拉伸时的断面收缩率高于40%，认 知，将S控制0.005%以下将有助于改善TWIP钢 为S含量较低时晶间MnS析出被显著抑制是TWIP 1000℃以上的形变连续性，进而降低其连铸和轧制 钢基体热塑性改善的关键因素.根据Kag等m对s 过程开裂倾向 含量与TWIP钢铸态热塑性关系的实验研究结果，当 2.3TW亚P钢高温拉伸行为与应变速率 S质量分数由0.023%降低至0.0032%时，Fe- TWP钢高温力学行为与其拉伸速率有关.图13 18Mn0.6C-1.5A1钢1000~1100℃之间的断面收 是不同应变速率下TWP钢的拉伸强度和断面收缩率
兰 鹏等: Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢的热塑性与断裂机制 图 11 电子探针微区分析仪测定 TWIP 钢 Mn 的显微偏析． ( a) 铸态; ( b) 锻态 Fig． 11 Mn microsegregation in the TWIP steel by electron probe micro-analysis: ( a) as-cast; ( b) as-forged 图 12 TWIP 钢拉伸性能． ( a) 抗拉强度; ( b) 断面收缩率 Fig． 12 Tensile performance of the TWIP steel: ( a) tensile strength; ( b) reduction in area 度和塑性的变化规律如下: ( 1) 抗拉强度随温度升高 而减小，1000 ℃ 以下尤为明显; ( 2) 1300 ℃ 时接近固 相线温度，其断面收缩率近似等于零; ( 3) 由于基体晶 粒细化，形变时动态再结晶需要的激活能减小，其开始 温度降低，原铸态试样 900 ℃ 时脆性谷转变为高塑性 区; ( 4) 锻后试样在 800 ℃ 时断面收缩率约为 30% ，其 脆性断裂机制与该温度下晶界滑移有关． 综上可见， 改善高锰钢基体均质性可显著提高其静态拉伸时的高 温塑性，这对建立合理的 TWIP 钢连铸和热加工工艺 具有重要参考价值． 此外，TWIP 钢纯净度对其铸态热塑性也具有直 接影响． Yang 等［5］ 实测 Fe--17Mn--0. 6C--2Al TWIP 钢铸态试样静态拉伸时的断面收缩率高于 40% ，认 为 S 含量较低时晶间 MnS 析出被显著抑制是 TWIP 钢基体热塑性改善的关键因素． 根据 Kang 等［20］对 S 含量与 TWIP 钢铸态热塑性关系的实验研究结果，当 S 质 量 分 数 由 0. 023% 降 低 至 0. 0032% 时，Fe-- 18Mn--0. 6C--1. 5Al 钢 1000 ～ 1100 ℃ 之 间 的 断 面 收 缩率可由 20% 提高至 50% ，而对 1000 ℃ 以下的热塑 性基本无影响． Bleck 等［8］测定 Fe--23Mn--0. 6C 钢铸 态热塑性实验中，其试样 S 质量分数低于0. 0003% ， 且 O 和 N 分 别 为9 × 10 － 6 和 84 × 10 － 6，该 TWIP 钢 950 ～ 1300 ℃ 范围内的断面收缩率低于 40% ． 由此 可知，TWIP 钢的 S 含量并不是影响其热塑性的决定 性因素． 进一步分析发现，Yang 等［5］实验中试样切 取位置接近于柱状晶向等轴晶转变区，而本研究与 Kang 等［20］和 Bleck 等［8］实验中试样均切取于柱状晶 区，这可能是导致 Yang 等［5］实测 TWIP 钢断面收缩 率高于其余研究的主要原因． 综合对比本研究与已 报道文献 中 不 同 S 含量高锰钢断面收缩率结果可 知，将 S 控 制 0. 005% 以下将有助于改善 TWIP 钢 1000 ℃ 以上的形变连续性，进而降低其连铸和轧制 过程开裂倾向． 2. 3 TWIP 钢高温拉伸行为与应变速率 TWIP 钢高温力学行为与其拉伸速率有关． 图 13 是不同应变速率下 TWIP 钢的拉伸强度和断面收缩率 · 108 ·
·802· 工程科学学报，第38卷，第6期 曲线.从图中可以看出，随着应变速率增大，Fe一 派纳力增加，滑移的临界切应力增大，交滑移和多系滑 22Mn0.7 C TWIP钢950℃和1200℃拉伸时屈服强 移被显著抑制，进而产生附加强化.同时，高应变速率 度、抗拉强度和断面收缩率同时增加，且与应变速率的 下位错塞积进程加快使回复作用难以完成，屈服强度 对数呈线性关系.对比发现，增大应变速率对不同温 和抗拉强度同时提高.对比各应变速率下TWIP钢的 度下热塑性（断面收缩率）的改善程度基本相当，但对 拉伸试验结果，其真应力一应变曲线均未呈现出波动 拉伸强度的影响略有不同.应变速率从103增加至 特征，即各应变速率下形变时TWP钢基体均未发生 1s时，TWP钢950℃时抗拉强度的增大趋势比 显著的再结晶软化，试样断面收缩率增加与动态再结 1200℃时更为显著.已有研究结果表明，应变速率对 晶无关.根据力学治金理论和已有研究成果1，高 TWIP钢高温拉伸性能的影响与基体中的位错行为有 应变速率变形时基体的晶界强度增大，避免沿晶脆性 关四.应变速率增加时，基体中位错运动速率增大， 断裂，基体热塑性改善 160 a (b) 950℃抗拉强度 60 120 950℃ 50 950℃屈服强度 中 80 1200℃抗拉遥度 0 1200℃ 40 1200℃屈服强度 10 102 10- 103 102 101 100 应变速率 应变速率s 图13不同应变速率下TWP钢拉伸性能.(a)强度：(b)断面收缩率 Fig.13 Tensile performance of the TWIP steel at different strain rates:(a)strength:(b)reduction in area 拉伸应变速率为1s时TWP钢试样断口形貌如 致的.同时可以发现，韧窝中存在直径约为20~30μm 图14所示.图中可见，高应变速率拉伸时TWP钢试 的颗粒物.能谱分析表明，该颗粒物主要为铝、铁、锰 样断口韧窝特征明显，与其断面收缩率测试结果是一 的氧化物，拉伸时容易成为韧性断裂的起源. [al 3000b 2500 2000 1500 1000 Fe 500 50m ML哭 0 0 1 2 3 456 78910 能量keV 图14高应变速率拉伸时TWIP钢的断口形貌(a)及夹杂物能谱(b) Fig.14 Fracture morphology of TWIP steel at high strain rate (a)and EDS spectrum of an inclusion (b) 围内的断面收缩率整体低于Q235,热塑性影响机制至 3TWIP钢热塑性的影响机制 今仍存在争议.Bleck等圆比较早地开展了高锰钢铸 钢的铸态热塑性与其不同温度区间内的变形和断 态热塑性的实验研究，并对比应变速率为2×103s1 裂机制有关.当基体中硫和氧含量比较低时，大多钢 时Fe-23Mn0.6C和FeH6Mn0.8C与Fe9Mn0.9C 种第二脆性区内的塑性可得到明显改善.然而，对于 静态拉伸测试结果，发现前两钢种950~1300℃范围 当前Fe-22Mn0.7CTWP钢来说，其700~1300℃范 内的断面收缩率均低于35%，而后者1050~1200℃范
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 曲线． 从 图 中 可 以 看 出，随 着 应 变 速 率 增 大，Fe-- 22Mn--0. 7C TWIP 钢 950 ℃ 和 1200 ℃ 拉伸时屈服 强 度、抗拉强度和断面收缩率同时增加，且与应变速率的 对数呈线性关系． 对比发现，增大应变速率对不同温 度下热塑性( 断面收缩率) 的改善程度基本相当，但对 拉伸强度的影响略有不同． 应变速率从 10 － 3 增加至 1 s － 1时，TWIP 钢 950 ℃ 时 抗 拉 强 度 的 增 大 趋 势 比 1200 ℃时更为显著． 已有研究结果表明，应变速率对 TWIP 钢高温拉伸性能的影响与基体中的位错行为有 关［11］． 应变速率增加时，基体中位错运动速率增大， 派纳力增加，滑移的临界切应力增大，交滑移和多系滑 移被显著抑制，进而产生附加强化． 同时，高应变速率 下位错塞积进程加快使回复作用难以完成，屈服强度 和抗拉强度同时提高． 对比各应变速率下 TWIP 钢的 拉伸试验结果，其真应力--应变曲线均未呈现出波动 特征，即各应变速率下形变时 TWIP 钢基体均未发生 显著的再结晶软化，试样断面收缩率增加与动态再结 晶无关． 根据力学冶金理论和已有研究成果［21--22］，高 应变速率变形时基体的晶界强度增大，避免沿晶脆性 断裂，基体热塑性改善． 图 13 不同应变速率下 TWIP 钢拉伸性能． ( a) 强度; ( b) 断面收缩率 Fig． 13 Tensile performance of the TWIP steel at different strain rates: ( a) strength; ( b) reduction in area 拉伸应变速率为 1 s － 1时 TWIP 钢试样断口形貌如 图 14 所示． 图中可见，高应变速率拉伸时 TWIP 钢试 样断口韧窝特征明显，与其断面收缩率测试结果是一 致的． 同时可以发现，韧窝中存在直径约为 20 ～ 30 μm 的颗粒物． 能谱分析表明，该颗粒物主要为铝、铁、锰 的氧化物，拉伸时容易成为韧性断裂的起源． 图 14 高应变速率拉伸时 TWIP 钢的断口形貌( a) 及夹杂物能谱 ( b) Fig． 14 Fracture morphology of TWIP steel at high strain rate ( a) and EDS spectrum of an inclusion ( b) 3 TWIP 钢热塑性的影响机制 钢的铸态热塑性与其不同温度区间内的变形和断 裂机制有关． 当基体中硫和氧含量比较低时，大多钢 种第二脆性区内的塑性可得到明显改善． 然而，对于 当前 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢来说，其 700 ～ 1300 ℃ 范 围内的断面收缩率整体低于 Q235，热塑性影响机制至 今仍存在争议． Bleck 等［8］比较早地开展了高锰钢铸 态热塑性的实验研究，并对比应变速率为 2 × 10 － 3 s － 1 时 Fe--23Mn--0. 6C 和 Fe--16Mn--0. 8C 与 Fe--9Mn--0. 9C 静态拉伸测试结果，发现前两钢种 950 ～ 1300 ℃ 范围 内的断面收缩率均低于 35% ，而后者 1050 ～ 1200 ℃范 · 208 ·
兰鹏等：Fe-22Mn-0.7CTWP钢的热塑性与断裂机制 ·803* 围内的断面收缩率高于60%：Kang等回基于板坯温度 22Mn0.7CTWP钢静态拉伸时动态再结晶被抑制， 变化特征制定Fe-(18~22)Mn0.6C-(0~1.5)Al 是其铸态热塑性整体偏低的主要影响因素 TWP钢的热拉伸制度，实验中应变速率为2 对比本实验中铸态和锻态试样断面收缩率发现， 10-3s1,其测定试样TWP钢700~1000℃范围内的 基体晶粒尺寸粗大和显微偏析是导致Fe-22Mn0.7C 断面收缩率整体低于40%：Salas-Reyes等a等实验分 TWP钢热塑性降低的另一因素.已有研究表明4-， 析微合金化Fe-22Mn-1.5Al-1.5Si0.45 C TWIP钢 减小基体晶粒尺寸不仅直接降低动态再结晶的激活 700~1100℃范围内的热塑性，发现未合金化时试样断 能，而且同时提高基体的止裂性能.当基体中锰显微 面收缩率低于60%，Nb合金化使TWIP钢热塑性恶 偏析比由0.8~1.3减小至0.9~1.1时，TWP钢 化，而V合金化后热塑性略有改善；Hamada和 900~1200℃范围内的断面收缩率接近70%.TWP钢 Karjalainen通过拉伸试验揭示应变速率为ls时 凝固时，由于选分结晶作用，锰和碳元素大量偏聚于枝 Fe-22Mn0.6C、Fe-18Mn0.6C0.02Nh和Fe16Mn- 晶间形成严重的显微偏析，弱化了基体均质性.同时， 0.3C-1.5A1TWP钢锻后试样700~1300℃之间的热 根据笔者对高碳钢凝固传输与收缩行为的模拟分析， 塑性，三个钢种1200℃以下的断面收缩率值整体高于 溶质偏析与疏松往往相伴而生P.TWP钢的显微疏 60%,且认为Nb合金化对TWP钢热塑性基本无影 松为裂纹形成和扩展提供有利条件，大大降低基体的 响.本研究中基于单轴静态拉伸试验（应变率为103s) 形变连续性，拉伸时容易形成沿晶脆性断裂.相 测定Fe-22Mn0.7 C TWIP钢铸态试样700~1300℃ 比之下，热加工TWP钢基体的成分和组织更为均匀， 范围内断面收缩率低于40%，远不及普碳钢Q235.对 晶界强度增大，热塑性显著提高 比两钢种的热变形特征可知，高锰高碳合金化和粗大 Fe-22Mn0.7 C TWIP钢高温拉伸强度和塑性与 凝固组织推迟动态再结晶是影响TWP钢铸态热塑性 应变速率密切相关.950℃和1200℃拉伸时，TWIP钢 的主要原因，而显微偏析和疏松弱化晶界结合力是导 的屈服强度、抗拉强度和断面收缩率均随应变速率的 致基体形变连续性降低的直接因素. 增加而增大，与低碳钢第三脆性区热塑性随应变速率 Cabanas等n刀实验测定不同成分Fe一Mn二元合 增大而改善的规律是一致的.然而，测试温度下Fe- 金的扭转行为，其变形温度为950~1250℃，应变速率 22Mn0.7CTWP钢基体中未发生固态相变和第二相 为0.1~2s.实验中发现，随着锰含量的增加，钢高 析出12，其断面收缩率增大可能与高应变速率时的 温形变时的动态再结晶被显著推迟：Wry网分析溶质 晶界强化有关.断口分析表明，TWP钢中铝、铁和锰 元素及其含量对钢高温拉伸行为的影响，其实验温度 的氧化物对高应变速率时的韧性断裂具有不利影响 为850~1300℃，应变率为6×10-6~2×10-2s,发 现Mn、Ni和Si含量增加不仅推迟动态再结晶，而且降 4结论 低再结晶速率：Hamada等网在900~1100℃下进行不 (1)Fe-22Mn0.7 C TWIP钢在700~1250℃范围 同Mn含量合金钢的压缩试验，应变速率为0.005~ 内的铸态抗拉强度高于Q235钢，与高锰高碳合金化 5s,观察到相同条件下Fe-25Mn0.14C钢的动态再 引起的固溶强化效应有关.TWP钢铸态试样断面收 结晶比Fe-0.45Mn0.1C钢延后的多.Bleck等圆开 缩率整体低于40%，高锰高碳合金化和粗大晶粒推迟 展不同Mn含量Fe-MnC试样的静态拉伸试验，发现 动态再结晶是其热塑性较差的主要原因，而显微偏析 Fe-23Mn0.6C和Fe-16Mn0.8C在950~1300℃范 和疏松是导致基体形变连续性下降的直接因素， 围内的热塑性远不及Fe9Mn0.9C.大量研究结果表 (2)Fe-22Mn0.7 CTWIP钢在700-1250℃之间 明，随着钢中锰含量增加，其高温形变时动态再结晶作 静态拉伸时试样断口均以沿枝晶间断裂为主：800~ 用将被推迟，铸态热塑性呈下降趋势.此外，高碳合金 950℃之间基体变形分布比较均匀，试样为单向应力 化对动态再结晶也有一定的推迟作用.Han等网对比 下的沿晶开裂：950~1200℃试样变形集中于颈缩区， 了Fe-18Mn-0.6C和Fe-18Mn-0.6C-5 Ni TWIP钢 断口表现出沿枝晶切向滑移的脆性断裂特征 800~1350℃之间的拉伸行为，指出高应变速率时基 (3)晶粒细化和控制溶质显微偏析有利于提高 体高碳成分抑制动态再结晶进而恶化热塑性。本研究 Fe-22Mn0.7 C TWIP钢热塑性.基体晶粒尺寸为50~ 中Q235钢高温拉伸真应力一应变曲线表现出明显的 80um以及锰显微偏析比为0.9~1.1范围内时，TWIP 动态再结晶软化和加工硬化的特征，如图2(a)所示： 钢900~1200℃之间的断面收缩率接近70%，约为铸 而TWP钢试样在900~1200℃之间拉伸时应力波动 态试样实测值的2倍. 特征并不明显，如图2(b).动态再结晶是改善金属/ (4)TWP钢铸态试样静态拉伸强度和热塑性与 合金高温变形延展性的重要机制之一.本研究中Fe- 应变速率密切相关.950℃和1200℃拉伸时TP钢
兰 鹏等: Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢的热塑性与断裂机制 围内的断面收缩率高于 60% ; Kang 等［9］基于板坯温度 变化特征制定 Fe--( 18 ～ 22) Mn--0. 6C--( 0 ～ 1. 5) Al TWIP 钢 的 热 拉 伸 制 度，实 验 中 应 变 速 率 为 2 × 10 － 3 s － 1，其测定试样 TWIP 钢 700 ～ 1000 ℃ 范围内的 断面收缩率整体低于 40% ; Salas-Ｒeyes 等［10］等实验分 析微合金化 Fe--22Mn--1. 5Al--1. 5Si--0. 45C TWIP 钢 700 ～ 1100 ℃范围内的热塑性，发现未合金化时试样断 面收缩率低于 60% ，Nb 合金化使 TWIP 钢热塑性恶 化，而 V 合 金 化 后 热 塑 性 略 有 改 善; Hamada 和 Karjalainen［12］通过拉伸试验揭示应变速率为 1 s － 1 时 Fe--22Mn--0. 6C、Fe--18Mn--0. 6C--0. 02Nb 和 Fe--16Mn-- 0. 3C--1. 5Al TWIP 钢锻后试样 700 ～ 1300 ℃ 之间的热 塑性，三个钢种 1200 ℃以下的断面收缩率值整体高于 60% ，且认为 Nb 合金化对 TWIP 钢热塑性基本无影 响． 本研究中基于单轴静态拉伸试验( 应变率为 10 － 3 s － 1 ) 测定 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢铸态试样 700 ～ 1300 ℃ 范围内断面收缩率低于 40% ，远不及普碳钢 Q235． 对 比两钢种的热变形特征可知，高锰高碳合金化和粗大 凝固组织推迟动态再结晶是影响 TWIP 钢铸态热塑性 的主要原因，而显微偏析和疏松弱化晶界结合力是导 致基体形变连续性降低的直接因素． Cabanas 等［17］实验测定不同成分 Fe--Mn 二元合 金的扭转行为，其变形温度为 950 ～ 1250 ℃，应变速率 为 0. 1 ～ 2 s － 1 ． 实验中发现，随着锰含量的增加，钢高 温形变时的动态再结晶被显著推迟; Wray［18］分析溶质 元素及其含量对钢高温拉伸行为的影响，其实验温度 为 850 ～ 1300 ℃，应变率为 6 × 10 － 6 ～ 2 × 10 － 2 s － 1，发 现 Mn、Ni 和 Si 含量增加不仅推迟动态再结晶，而且降 低再结晶速率; Hamada 等［19］在 900 ～ 1100 ℃下进行不 同 Mn 含量合金钢的压缩试验，应变速率为0. 005 ～ 5 s － 1，观察到相同条件下 Fe--25Mn--0. 14C 钢的动态再 结晶比 Fe--0. 45Mn--0. 1C 钢延后的多． Bleck 等［8］开 展不同 Mn 含量 Fe--Mn--C 试样的静态拉伸试验，发现 Fe--23Mn--0. 6C 和 Fe--16Mn--0. 8C 在 950 ～ 1300 ℃ 范 围内的热塑性远不及 Fe--9Mn--0. 9C． 大量研究结果表 明，随着钢中锰含量增加，其高温形变时动态再结晶作 用将被推迟，铸态热塑性呈下降趋势． 此外，高碳合金 化对动态再结晶也有一定的推迟作用． Han 等［23］对比 了 Fe--18Mn--0. 6C 和 Fe--18Mn--0. 6C--5Ni TWIP 钢 800 ～ 1350 ℃之间的拉伸行为，指出高应变速率时基 体高碳成分抑制动态再结晶进而恶化热塑性． 本研究 中 Q235 钢高温拉伸真应力--应变曲线表现出明显的 动态再结晶软化和加工硬化的特征，如图 2( a) 所示; 而 TWIP 钢试样在 900 ～ 1200 ℃ 之间拉伸时应力波动 特征并不明显，如图 2( b) ． 动态再结晶是改善金属/ 合金高温变形延展性的重要机制之一． 本研究中Fe-- 22Mn--0. 7C TWIP 钢静态拉伸时动态再结晶被抑制， 是其铸态热塑性整体偏低的主要影响因素． 对比本实验中铸态和锻态试样断面收缩率发现， 基体晶粒尺寸粗大和显微偏析是导致 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢热塑性降低的另一因素． 已有研究表明［24--25］， 减小基体晶粒尺寸不仅直接降低动态再结晶的激活 能，而且同时提高基体的止裂性能． 当基体中锰显微 偏析 比 由 0. 8 ～ 1. 3 减 小 至 0. 9 ～ 1. 1 时，TWIP 钢 900 ～ 1200 ℃范围内的断面收缩率接近 70% ． TWIP 钢 凝固时，由于选分结晶作用，锰和碳元素大量偏聚于枝 晶间形成严重的显微偏析，弱化了基体均质性． 同时， 根据笔者对高碳钢凝固传输与收缩行为的模拟分析， 溶质偏析与疏松往往相伴而生［26］． TWIP 钢的显微疏 松为裂纹形成和扩展提供有利条件，大大降低基体的 形变连续性［27--28］，拉伸时容易形成沿晶脆性断裂． 相 比之下，热加工 TWIP 钢基体的成分和组织更为均匀， 晶界强度增大，热塑性显著提高． Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢高温拉伸强度和塑性与 应变速率密切相关． 950 ℃ 和 1200 ℃ 拉伸时，TWIP 钢 的屈服强度、抗拉强度和断面收缩率均随应变速率的 增加而增大，与低碳钢第三脆性区热塑性随应变速率 增大而改善的规律是一致的． 然而，测试温度下Fe-- 22Mn--0. 7C TWIP 钢基体中未发生固态相变和第二相 析出［11，26］，其断面收缩率增大可能与高应变速率时的 晶界强化有关． 断口分析表明，TWIP 钢中铝、铁和锰 的氧化物对高应变速率时的韧性断裂具有不利影响． 4 结论 ( 1) Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢在 700 ～ 1250 ℃范围 内的铸态抗拉强度高于 Q235 钢，与高锰高碳合金化 引起的固溶强化效应有关． TWIP 钢铸态试样断面收 缩率整体低于 40% ，高锰高碳合金化和粗大晶粒推迟 动态再结晶是其热塑性较差的主要原因，而显微偏析 和疏松是导致基体形变连续性下降的直接因素． ( 2) Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢在 700 ～ 1250 ℃之间 静态拉伸时试样断口均以沿枝晶间断裂为主; 800 ～ 950 ℃之间基体变形分布比较均匀，试样为单向应力 下的沿晶开裂; 950 ～ 1200 ℃ 试样变形集中于颈缩区， 断口表现出沿枝晶切向滑移的脆性断裂特征． ( 3) 晶粒细化和控制溶质显微偏析有利于提高 Fe--22Mn--0. 7C TWIP 钢热塑性． 基体晶粒尺寸为50 ～ 80 μm 以及锰显微偏析比为 0. 9 ～ 1. 1 范围内时，TWIP 钢 900 ～ 1200 ℃之间的断面收缩率接近 70% ，约为铸 态试样实测值的 2 倍． ( 4) TWIP 钢铸态试样静态拉伸强度和热塑性与 应变速率密切相关． 950 ℃ 和 1200 ℃ 拉伸时 TWIP 钢 · 308 ·
·804· 工程科学学报，第38卷，第6期 屈服强度、抗拉强度和断面收缩率随应变速率增加而 TWIP steel.Met Mater Int,2014,20(1)27 增大.铝、铁、锰的氧化物对TWP钢韧性断裂具有不 [14]Asghari A,Zarei-Hanzaki A,Eskandari M.Temperature de- 利影响. pendence of plastic deformation mechanisms in a modified trans- formation-winning induced plasticity steel.Mater Sci Eng A, 参考文献 2013,579:150 [15]Koyama M,Sawaguchi T,Tsuzaki K.TWIP effect and plastie [1]Chen J B,Senk D,Lob A.Mathematical model and application to instability condition in an Fe-Mn-C austenitic steel.IS//Int, high manganese TWIP steel smelting process /Proceeding of 17th 2013,53(2):323 National Metallurgical Reaction and Engineering Academic Meet- 16] Chen D F,Gao X J,Wang Q M,et al.Research on high tem- ing.Taiyuan,2013:829 perature mechanical property of Q235G slab.Chin J Process (陈建斌，SmkD,LbA.高锰TWP钢熔炼过程数学模型其验 Eng,2009,9(Suppl1):210 证/1第17届全国治金反应工程学学术会议.太原，2013：829) (陈登福，高兴健，王启明，等.Q235G钢连铸坯的高温力学 Liu J H,Zhuang C L,LiS Q,et al.Technologies for low carbon 性能分析.过程工程学报，2009,9（增刊1）：210) FeMnSiAl TWIP steel smelting /Proceeding of 18th National [17]Cabanas N,Penning J,Akdut N,et al.High-emperature de- Steelmaking Academic Meeting.Xi'an,2014 formation properties of austenitic Fe-Mn alloys.Metall Mater (刘建华，庄昌凌，李世琪，等.低碳FeMnSiAl系TWIP治炼 Trans A,2006,37(11):3305 技术研究//第18届全国炼钢学术会议文.西安，2014) [18]Wray P J.Effect of composition and initial grain size on the dy- B] Gigacher G,Pierer R,Wiener J,et al.Metallurgical aspects of namic recrystallization of austenite in plain carbon steels.Metall casting high-manganese steel grades.Ade Eng Mater,2006,8 Trans A,1984,15(11):2009 (11):1096 19] Hamada A S,Karjalainen L P,Somani M C.The influence of [4] Lan P.Analysis of Solidification Characteristics and Structure Per- aluminum on hot deformation behavior and tensile properties of formance on TWIP Steels for Automotire [Dissertation].Beijing: high-Mn TWIP steels.Mater Sci Eng A,2007,467 (1):114 University of Science and Technology Beijing,2015 [20 Kang S E,Banerjee J R,Mintz B.Influence of S and AlN on hot (兰鹏.汽车用TWP钢凝固特性与组织性能研究[学位论 ductility of high Al,TWIP steels.Mater Sci Technol,2012,28 文刘].北京：北京科技大学，2015) (5):589 5]Yang J,Wang Y N,Ruan X M,et al.Effects of manganese con- 21] Dieter G,Li T S,et al.Mechanical Metallurgy.Beijing:Me- tent on solidification structures,thermal properties,and phase chanical Industry Press,1986 transformation characteristics in Fe-Mn-Al-C steels.Metall (Dieter G,李铁生，等.力学治金学.北京：机械工业出版 Mater Trans B,2015,46(3)1365 社，1986) Fan Y,Zhang H,Wang M L,et al.Cooling process of the third 22]Wu Z Q,Tang Z Y,Li H Y,et al.Effect of strain rate on mi- generation of automobile steel on the internal crack of continuous crostructure evolution and mechanical behavior of a low C high casting slabs.Steelmaking,2014,30(2):53 Mn TRIP/TWIP steels.Acta Metall Sin,2012.48(5):593 (范倚，张慧，王明林，等。第3代汽车钢冷却工艺对连铸坯 (吴志强，唐正友，李华英，等.应变速率对低C高M 内部裂纹影响.炼钢，2014,30(2)：53) TRIP/TWIP钢组织演变和力学行为的影响.金属学报， Wang X,Fang Y,Zhang G C,et al.Optimizing smelt and CC 2012,48(5):593) technology of the small billet of high manganese steel.Continuous 23]Han K,Yoo J,Lee B,et al.Effect of Ni on the hot ductility and Cad,2014(2):11 hot cracking susceptibility of high Mn austenite cast steel.Mater (王翔，方颖，张国成，等.高锰钢小方坯治炼连铸工艺优化 Sei Eng A,2014,618:295 连铸，2014(2)：11) 24]Li L F,Yang W Y,Sun Z Q.Effect of initial grain size on dy- [8]Bleck W,Phiu-on K,Heering C,et al.Hot workability of aseast namic recrystallization of ferrite in a low carbon steel.Acta Metall high manganese-high carbon steels.Steel Res Int,2007,78(7):536 Sin,2004,40(2):141 ]Kang S E,Tuling A,Banerjee J R,et al.Hot ductility of TWIP (李龙飞，杨王玥，孙祖庆.原始品粒尺寸对低碳钢中铁素 steels.Mater Sci Technol,2011,27(1):95 体动态再结品的影响.金属学报，2004,40(2)：141) [10]Salas-Reyes A E,Mejia I,BedollaJJacuinde A,et al.Hot duc- [25]Crowther D N,Mintz B.Influence of grain size and precipitation tility behavior of high-Mn austenitic Fe-22Mn-1.5Al-1.5Si- on hot ductility of microalloyed steels.Mater Sci Technol,1986, 0.45C TWIP steels microalloyed with Ti and V.Mater Sci Eng 2(11):1099 A,2014,611:77 6]Lan P,Zhang J Q.Numerical analysis of macrosegregation and [11]Lan P,Song L,Du C,et al.Analysis of solidification micro- shrinkage porosity in large steel ingot.Ironmaking Steelmaking, structure and hot ductility of Fe-22Mn-0.7C TWIP steel.Mater 2014,41(8):598 Sci Technol,2014,30(11)1297 7]Lan P,Tang H,Zhang J.Hot ductility of high alloy Fe-Mn-C [12]Hamada A S,Karjalainen L P.Hot ductility behaviour of high- austenite TWIP steel.Mater Sci Eng A,2016,660:127 Mn TWIP steels.Mater Sci Eng A,2011,528(3)1819 28]Lan P.Zhang JQ.Thermophysical properties and solidification [13]Jung J E,Park J,Kim J S,et al.Temperature effect on twin for- defects of Fe-22Mn-0.7C TWIP steel.Steel Res Int,2016, mation kinetics and deformation behavior of Fe-18Mn-0.6C 87(2):250
工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 屈服强度、抗拉强度和断面收缩率随应变速率增加而 增大． 铝、铁、锰的氧化物对 TWIP 钢韧性断裂具有不 利影响． 参 考 文 献 ［1］ Chen J B，Senk D，Lob A． Mathematical model and application to high manganese TWIP steel smelting process / / Proceeding of 17th National Metallurgical Ｒeaction and Engineering Academic Meeting． Taiyuan，2013: 829 ( 陈建斌，Senk D，Lob A． 高锰 TWIP 钢熔炼过程数学模型其验 证/ /第17 届全国冶金反应工程学学术会议． 太原，2013: 829) ［2］ Liu J H，Zhuang C L，Li S Q，et al． Technologies for low carbon FeMnSiAl TWIP steel smelting / / Proceeding of 18th National Steelmaking Academic Meeting． Xi’an，2014 ( 刘建华，庄昌凌，李世琪，等． 低碳 FeMnSiAl 系 TWIP 冶炼 技术研究/ /第 18 届全国炼钢学术会议文． 西安，2014) ［3］ Gigacher G，Pierer Ｒ，Wiener J，et al． Metallurgical aspects of casting high-manganese steel grades． Adv Eng Mater，2006，8 ( 11) : 1096 ［4］ Lan P． Analysis of Solidification Characteristics and Structure Performance on TWIP Steels for Automotive［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2015 ( 兰鹏． 汽车用 TWIP 钢凝固特性与组织性能研究［学位论 文］． 北京: 北京科技大学，2015) ［5］ Yang 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