高錳TWIP/TRIP鋼研究進展與應(yīng)用

張維娜，劉振宇，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

高錳TWIP/TRIP鋼研究進展與應(yīng)用

張維娜，劉振宇，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

綜述了近來年高錳孿晶誘發(fā)塑性/相變誘發(fā)塑性（TWIP/TRIP）鋼的研究進展和實際應(yīng)用情況。介紹了晶粒尺寸對TWIP鋼變形機制的影響，觀察了形變孿晶隨晶粒尺寸變化的演變過程?？偨Y(jié)了形變誘導(dǎo)馬氏體和形變誘導(dǎo)孿晶的演變機理。簡述了碳化釩（VC）沉淀粒子對高錳TWIP/TRIP鋼延遲斷裂及加工硬化行為的影響，并對VC沉淀粒子與形變孿晶的交互作用機制進行了探討。闡述了雙輥鑄軋工藝制備高錳TWIP/TRIP鋼薄帶的近終成型工藝過程及顯微組織的演變機理，并探討了工程應(yīng)用的前景。

高錳TWIP/TRIP鋼；薄帶鑄軋；變形機制；形變誘導(dǎo)馬氏體；形變孿晶

1 前言

近年來，汽車輕量化和安全化已成為汽車工業(yè)發(fā)展的主要目標之一。為此，研發(fā)和使用汽車用先進高強鋼成為了科研部門和鋼鐵企業(yè)的重點工作內(nèi)容。經(jīng)測算，如果國內(nèi)商用車自重減輕10%，其油耗量就可以降低4.8%。到2020年，我國商用車自重若能比2007年的水平平均降低20%～35%，每年則可節(jié)約燃油2.7×107～3.0×107t。國產(chǎn)汽車輕量化目標是：2013年目標車型中的燃油轎車減重5%～8%、混合動力客車減重10%。為實現(xiàn)汽車減重，鋼板減薄是主要途徑，提高汽車用鋼的強度是必然的發(fā)展趨勢。此外，為了提高汽車的抗撞安全性能和降低生產(chǎn)成本，要求汽車用鋼具備盡可能高的吸收能、高成形性、高擴孔性、優(yōu)良可涂鍍性[1～3]。隨著鋼板強度的提高，相應(yīng)地對汽車用鋼的強韌性水平又有了更高的要求。因此，研究和開發(fā)新一代汽車用鋼，必將成為我國鋼鐵工業(yè)基礎(chǔ)研究的重要發(fā)展方向[4～6]。

汽車用鋼的研究和開發(fā)工作主要集中在開發(fā)新型的超高強度鋼，如雙相（DP）鋼、相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼、孿晶誘發(fā)塑性（TWIP）鋼等[7～9]。高錳TWIP/TRIP鋼的出現(xiàn)是鋼材在汽車用鋼綜合性能上的一次飛躍，它不僅具有高強度、高塑性、良好的成形性能，還具有很好的吸收撞擊能量的能力，它的單位體積撞擊吸收能為傳統(tǒng)深沖用鋼的2～3倍（見圖1）。這些優(yōu)越的性能正符合汽車工業(yè)提高安全性能標準、降低生產(chǎn)成本等多方面的要求。特別是對用于汽車車體和結(jié)構(gòu)框架的抗撞擊部件而言，高錳TWIP/TRIP鋼在性能上具有極大優(yōu)勢。這讓高錳TWIP/TRIP鋼在降低生產(chǎn)成本的前提條件下，也大大提高了汽車使用的安全性。因此，高錳TWIP/TRIP鋼成為新一代汽車用鋼的一個重要發(fā)展方向，從而受到越來越多的關(guān)注[10～12]。

圖1 TWIP鋼極限拉延高度和撞擊吸收能與其他深沖鋼性能的對比Fig.1 Comparison of good part height in the cross-tool test and specific energy absorption between other deep drawing steels and TWIP steel

第一代 TWIP鋼（典型成分：Fe-25Mn-3Al-3Si），鍛造成棒材，經(jīng)高溫退火后水冷，然而較高含量的Al影響鋼水的澆鑄，較高含量的Si影響冷軋板的鍍鋅質(zhì)量。該類鋼的優(yōu)點是具有中等的抗拉強度（650 MPa）和很高的塑性（＞90%），缺點是存在鍍鋅表面焊接問題，鋅金屬會沿著接頭處的晶界滲入，使接頭不穩(wěn)定。第二代TWIP鋼（典型成分：Fe-23Mn-0.6C），鑄造成板坯，經(jīng)熱軋、冷軋、高溫退火后快速冷卻，它去除了合金元素Al和Si，卻出現(xiàn)了以前奧氏體和高強度鋼存在的延遲斷裂、一定程度的缺口敏感性兩大問題。此類鋼的優(yōu)點是具有很高的抗拉強度（＞1 000 MPa）和良好的塑性（＞50%），缺點是缺口敏感性高且抗延遲開裂性能差。前兩代TWIP鋼共同的缺點是生產(chǎn)加工過程中吸氫比較嚴重，有時會造成延遲斷裂，特別是熱鍍鋅過程可帶來的嚴重吸氫。第三代TWIP鋼正在研發(fā)之中，主要集中在高錳鋼中通過置換固溶原子（Mn、Al、Si）成分調(diào)整來獲得 TWIP效應(yīng)。

2005年作為歐洲汽車用鋼的主要供應(yīng)商Arcelor公司和Thyssen Krupp Stahl（TKS）公司合作共同研制了一系列的Fe-Mn-C以及Fe-Mn-Al-C系高錳TWIP/TRIP鋼，命名為“X-IP”（xtremely formable+xtremely high strength-steels with induced plasticity）鋼[13，14]，目前已能向客戶提供產(chǎn)品，并被用在B型門柱上以增加汽車側(cè)面受沖擊時的安全性。浦項制鐵集團公司（POSCO）是較早研發(fā)高錳TWIP/TRIP鋼的國外鋼鐵企業(yè)。2003年，韓國政府選POSCO對高錳TWIP/TRIP鋼產(chǎn)品進行開發(fā)，POSCO加快和加強了高錳TWIP/TRIP鋼的研發(fā)速度和力度。2007—2008年P(guān)OSCO在世界知識產(chǎn)權(quán)組織（WIPO）申請了TWIP鋼的專利技術(shù)，該專利所開發(fā)TWIP鋼的成分設(shè)計基本以Fe-Mn-Al-C系為主，詳細介紹了POSCO所生產(chǎn)的高強度、高塑性以及具有優(yōu)良涂鍍性的TWIP鋼熱軋板、冷軋板及鍍層板的生產(chǎn)情況[15]。

國內(nèi)的東北大學(xué)、上海大學(xué)、上海交通大學(xué)和北京科技大學(xué)等高校研究機構(gòu)聯(lián)合寶鋼集團有限公司（寶鋼）和鞍山鋼鐵集團公司（鞍鋼）等大型鋼鐵企業(yè)在此領(lǐng)域進行了深入的研究[16～19]。鞍鋼于2011年在國內(nèi)率先開展TWIP980工業(yè)試制，打通了“電爐—模鑄—熱軋—冷軋”的工藝路線，成功生產(chǎn)出TWIP鋼中厚板、熱軋卷板和冷軋系列產(chǎn)品，并成功應(yīng)用于汽車左右縱梁上下板及懸掛彈簧底座[20]。與此同時，國內(nèi)其他鋼廠也都在進行廣泛的研究，但并未進行實際生產(chǎn)。

2 研究結(jié)果

2.1 原始晶粒尺寸對TWIP效應(yīng)的影響

通過不同固溶處理溫度得到了不同晶粒尺寸的高錳TWIP鋼，并通過拉伸實驗分析了力學(xué)性能隨晶粒尺寸的變化關(guān)系，通過光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）觀察了形變孿晶隨晶粒尺寸變化的演變過程，進而分析了晶粒尺寸對TWIP效應(yīng)的影響機理[10]。

采用真空感應(yīng)爐熔煉的高錳TWIP鋼成分為Fe-25Mn-3Si-3Al-0.02C，經(jīng)熱軋固溶處理后的板材繼續(xù)冷軋至1 mm，最后分別在1 073 K、1 173 K、1 273 K和1 373 K下固溶處理10 min后水淬。將薄板按GB/T 228.1—2010制成矩形截面標準拉伸試樣，在CMT 5105型微機控制電子萬能試驗機上進行常溫拉伸實驗，拉伸速度為3 mm/min。通過觀察不同溫度下固溶處理10 min后的金相顯微組織發(fā)現(xiàn)，經(jīng)不同溫度固溶處理后試樣均發(fā)生了再結(jié)晶，得到了奧氏體組織，奧氏體晶粒內(nèi)部包含大量退火孿晶。隨著固溶處理溫度的升高，TWIP鋼晶粒尺寸明顯增加。因為在考慮晶粒尺寸對形變孿晶產(chǎn)生的影響時，退火孿晶界對晶粒尺寸的影響是不可忽略的，因此應(yīng)該計算其有效晶粒尺寸。在1 073 K、1 173 K、1 273 K和1 373 K下固溶處理10 min水淬后，獲得的有效晶粒尺寸分別為7 μm、13 μm、30 μm和63 μm。

圖2是不同晶粒尺寸TWIP鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，隨著晶粒尺寸的增加，TWIP鋼的屈服強度和抗拉強度均降低，延伸率升高。表1給出了不同晶粒尺寸的TWIP鋼的力學(xué)性能。

圖2 不同晶粒尺寸TWIP鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering stress-strain curves of the TWIP steel specimens with different grain sizes

表1 不同晶粒尺寸TWIP鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of the tested TWIP steels with different grain sizes

通過實驗鋼的加工硬化速率隨真應(yīng)變的變化關(guān)系曲線（見圖3）可以看出，隨著晶粒尺寸的增加，TWIP鋼的加工硬化速率隨真應(yīng)變的變化關(guān)系，由階段Ⅱ變?yōu)殡A段Ⅲ，當晶粒尺寸大于47 μm時，隨著晶粒尺寸的增加，階段Ⅱ的長度迅速增加；晶粒尺寸為7 μm、13 μm、30 μm和63 μm的TWIP鋼，在真變形量為0～0.2時，加工硬化指數(shù)隨真應(yīng)變的增加而增加，在隨后的變形中，加工硬化指數(shù)則穩(wěn)定在較高的水平，分別為0.47、0.53、0.56和0.68。

通過TME觀察，從不同晶粒尺寸的鋼在不同拉伸階段顯微組織的變化可以看出，晶粒尺寸為7 μm的試樣，在小變形量下沒有形變孿晶產(chǎn)生，當變形量超過10%時，只有極少量形變孿晶產(chǎn)生，并且隨著變形量的增加，形變孿晶數(shù)量的增加不明顯；晶粒尺寸為13 μm和30 μm的試樣中，變形量為5%時均產(chǎn)生少量形變孿晶，不同的是晶粒尺寸為13 μm的試樣中，隨著形變量的增加形變孿晶的增加較緩慢，而晶粒尺寸為30 μm的試樣則隨著形變量的增加而迅速增加；晶粒尺寸為63 μm的試樣，在變形的開始（變形量為5%）就有50%的奧氏體晶粒內(nèi)部產(chǎn)生形變孿晶，隨著變形量的增加，形變孿晶數(shù)量迅速增加。

圖3 不同晶粒尺寸TWIP鋼的加工硬化速率隨真應(yīng)變的變化關(guān)系及加工硬化指數(shù)隨真應(yīng)變的變化關(guān)系Fig.3 Curves of strain hardening rate and strain hardening exponent vs true strain of different TWIP steel specimens with different grain sizes

形變孿晶產(chǎn)生的臨界應(yīng)力與晶粒尺寸的關(guān)系通常滿足類似Hall-Petch的關(guān)系，由于產(chǎn)生形變孿晶需要的臨界應(yīng)力隨晶粒尺寸的減小而增加，如果晶粒尺寸足夠小或者產(chǎn)生了足夠的應(yīng)變誘導(dǎo)的晶粒細化，則孿生就會停止。當奧氏體晶粒尺寸由63 μm減小為7 μm時，晶粒尺寸的減小使得形變孿晶產(chǎn)生的臨界應(yīng)力與晶格摩擦力的差值增加了3～9倍。因此，在變形量為5%時，在晶粒尺寸為7 μm的試樣中僅在晶粒尺寸較大的晶粒中發(fā)現(xiàn)極少量形變孿晶。

同時，晶粒尺寸的減小抑制了拉伸變形過程中形變孿晶的產(chǎn)生[4]，導(dǎo)致晶粒較小的試樣中形變孿晶較少。在相同的變形量下，晶粒尺寸為7 μm的試樣比晶粒尺寸為63 μm的試樣形變孿晶的數(shù)量少；變形的后期，變形組織中含有大量形變帶，有的晶粒甚至產(chǎn)生胞狀亞結(jié)構(gòu)，而形變孿晶的數(shù)量則很少。Ueji[21]等研究細晶TWIP鋼時也得到了相同的結(jié)論：在細小的晶粒中形變孿晶的產(chǎn)生受到抑制是由于晶粒細化的結(jié)果。與之相對比，在晶粒尺寸為63 μm的試樣中形變孿晶在變形的開始就已經(jīng)產(chǎn)生，并且隨著變形量的增加，形變孿晶的數(shù)量增多，當變形量為40%時，變形組織中有大量形變孿晶，并且發(fā)現(xiàn)有兩組形變孿晶相互交割的現(xiàn)象。

由于形變孿晶與其他大角晶界一樣，對位錯形成強烈的阻礙，因此變形過程中，形變孿晶的持續(xù)產(chǎn)生，會產(chǎn)生持續(xù)的加工硬化現(xiàn)象。如圖3a中晶粒尺寸為63 μm試樣的加工硬化速率隨真應(yīng)變變化的曲線所示，在變形的過程中，加工硬化曲線出現(xiàn)較大平臺，正是形變孿晶產(chǎn)生對加工硬化速率的貢獻，因而抑制了頸縮的產(chǎn)生，并最終獲得了較大的均勻延伸率。

因此，對于晶粒尺寸較大的試樣，形變孿晶在拉伸變形的過程中不斷產(chǎn)生，使其加工硬化能力增大，并產(chǎn)生無頸縮的大延伸，從而增加TWIP效應(yīng)。而對于晶粒尺寸相對較小的試樣，形變孿晶產(chǎn)生較晚，并且在隨后的變形中形變孿晶的產(chǎn)生受到抑制，因此形變孿晶對加工硬化的作用相對較小，造成較小的均勻變形，導(dǎo)致TWIP效應(yīng)較小。

2.2 形變誘導(dǎo)孿晶與形變誘導(dǎo)馬氏體

2.2.1 孿晶交互作用模型

通過對TWIP鋼在拉伸變形過程中不同真應(yīng)變量下形變組織的OM、SEM和TEM觀察以及加工硬化速率和加工硬化指數(shù)隨真應(yīng)變的變化關(guān)系，得知TWIP鋼在拉伸變形過程中的變形行為可分為3個階段：第一個階段平面位錯結(jié)構(gòu)是主要的形變組織，位錯滑移為主要的變形機制，因此加工硬化速率較??；第二個變形階段形變孿晶產(chǎn)生，位錯和形變孿晶是形變組織的主要特征，形變孿晶與位錯的交互作用為主要的變形機制，TWIP鋼的加工硬化速率和加工硬化指數(shù)均增加；第三個變形階段奧氏體晶粒中產(chǎn)生了兩組形變孿晶，形變孿晶與位錯及形變孿晶之間的交互作用為主要的變形機制，在此變形階段，加工硬化速率緩慢降低，加工硬化指數(shù)達到了峰值。正是由于TWIP鋼拉伸變形時特殊的加工硬化行為及較高的加工硬化速率，使得TWIP能夠產(chǎn)生無頸縮的大延伸，從而獲得了TWIP效應(yīng)。

圖4a示出了TWIP鋼形變孿晶相互交割的TEM照片。可見，當后產(chǎn)生的形變孿晶（入射孿晶——(11ˉ1)twins）遇到已經(jīng)產(chǎn)生的形變孿晶（阻礙孿晶—— (1ˉ1ˉ1)twins）時，兩組形變孿晶會發(fā)生碰撞，產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，通常后產(chǎn)生的形變孿晶穿過阻礙孿晶是通過滑移或再次孿生的方式，入射孿晶穿過阻礙孿晶，并在阻礙孿晶內(nèi)部傳播的方向發(fā)生改變，產(chǎn)生了二次孿晶。當入射孿晶穿過阻礙孿晶后，會沿著原來方向繼續(xù)傳播。因此，在TWIP鋼中兩組形變孿晶的碰撞是通過在阻礙孿晶內(nèi)部產(chǎn)生二次孿晶的方式來釋放局部應(yīng)力。

圖4 TWIP鋼的形變孿晶相互交割的TEM照片與形變孿晶的選區(qū)衍射分析Fig.4 Microstructures of TWIP steel is twin-twin interaction and its schematic analysis

2.2.2 馬氏體相變模型

在針對高錳TWIP/TRIP鋼的系統(tǒng)研究中發(fā)現(xiàn)，當錳含量低于25%時，實驗鋼在拉伸變形過程中存在γ→ε→α'相變。通過對高錳TRIP鋼在拉伸變形過程中不同真應(yīng)變量組織的OM、X射線衍射（XRD）和TEM分析，及加工硬化速率和加工硬化指數(shù)隨真應(yīng)變量的變化關(guān)系，得知高錳TRIP鋼在拉伸變形過程中的變形行為可分為3個階段。高錳TRIP鋼的加工硬化速率的增加是由馬氏體相變引起的。由于高錳TRIP鋼層錯能較低，在拉伸變形過程中，應(yīng)力誘發(fā)ε-馬氏體相變可由層錯直接形核，即ε-馬氏體相變的層錯化機制。在變形過程中，形變?yōu)槿诲e分解提供了能量，因而形變過程中產(chǎn)生了大量的不全位錯和層錯，而不全位錯附近的應(yīng)力場將更加有利于其他全位錯的產(chǎn)生，從而促進局部區(qū)域?qū)渝e密度的進一步增加，在層錯密集區(qū)域，層錯將由無序排列發(fā)展為有序平行排列，當這種有序排列完成時，這個區(qū)域?qū)a(chǎn)生完整的ε-馬氏體，即完成了奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變。

通過高分辨電子顯微技術(shù)，觀察到高錳TRIP鋼中的α'-馬氏體是在ε-馬氏體交截處形成。α'-馬氏體的形核和長大需要消耗一定數(shù)量的ε-馬氏體[11]。從晶體學(xué)角度分析，fcc與hcp的差別僅在于密排面的堆垛次序不同。前者為ABCABC…，后者為ABABAB…。因為奧氏體和ε-馬氏體的晶格都是最緊密的排列，所以只要奧氏體中每兩層(111)γ沿[112ˉ]方向做一個 19°28′的切變，就可以使面心立方晶格轉(zhuǎn)換成密排六方晶格；切變可以用位錯柏氏矢量b表示，其大小為 b=a/6[112ˉ]γ（或a′/3[1-100]ε），其中，a為晶格常數(shù)，如圖5所示。用位錯矢量來描述ε→α'轉(zhuǎn)變過程，將ε-馬氏體中的（0001）ε按 [1-100]ε方向作一個 a/6[11ˉ00]ε的反向位移（對滑移——shuffling，相當于原奧氏體的 (111)γ在 [112ˉ]方向反向移動 a/12[112ˉ]γ），使得ε-馬氏體轉(zhuǎn)換成α'-馬氏體[7]。

圖5 γ→ε→α′相變模型Fig.5 Mechanism of γ→ε→α′

2.3 VC沉淀粒子對形變孿晶的影響

Fe-Mn-C系TWIP鋼本身具有極高的錳含量，熱軋及冷軋都相對比較困難。所選的碳化物應(yīng)盡可能的在較低溫度下析出，從而降低軋制過程中的軋機負荷。因此，選擇碳化釩（VC）沉淀粒子作為氫陷阱來抑制氫的擴散，從而改善延遲斷裂問題。筆者研究了晶粒尺寸及沉淀粒子對TWIP鋼抗延遲斷裂性能的影響，并對形變孿晶與沉淀粒子的交互作用機制進行了探討。對相同晶粒尺寸的含V及不含V實驗鋼進行拉伸實驗，分析了VC析出粒子對拉伸變形過程中TWIP鋼加工硬化速率的影響，并結(jié)合高分辨電子顯微（HR-TEM）分析的觀察來分析研究變形過程中VC沉淀粒子對形變孿晶增殖的影響及其交互作用機制。

為消除晶粒尺寸對材料加工硬化行為的影響，通過對兩種不同化學(xué)成分實驗鋼進行不同溫度的固溶處理得到了晶粒尺寸相近的顯微組織。結(jié)果顯示，TWIP鋼在單向拉伸過程中，產(chǎn)生形變孿晶，隨著變形量的增加，位錯密度和形變孿晶的密度增大，孿晶間距和片層厚度減小，在奧氏體晶內(nèi)出現(xiàn)多組孿晶集束并相互交截。形變孿晶使奧氏體基體受到分割，形成細晶強化效應(yīng)；形變孿晶的逐漸產(chǎn)生使塑性變形得以持續(xù)進行，延緩了斷裂進程，使材料獲得高塑性。

通過對兩種實驗鋼進行不同溫度的固溶處理，得到了晶粒尺寸相近的顯微組織。對力學(xué)性能進行了測試，結(jié)果顯示VC沉淀粒子對材料強度的影響體現(xiàn)在兩方面：一方面通過控制基體晶粒尺寸的長大，起到間接的細晶強化的作用；另一方面則是通過彌散的VC沉淀粒子的析出而起到強化的作用。

對兩種不同化學(xué)成分，晶粒尺寸相近的TWIP鋼的加工硬化速率（dσ/dε）隨真應(yīng)變（ε）的變化關(guān)系進行曲線分析，發(fā)現(xiàn)VC沉淀粒子在變形初期就對形變孿晶的形成有著明顯的抑制作用，并且在后續(xù)變形過程中VC顆粒對形變孿晶的增殖起到了阻礙作用。通過TEM分析，發(fā)現(xiàn)材料晶粒內(nèi)部含有大量的VC沉淀粒子，沉淀粒子尺寸在6～100 nm，只有極少數(shù)的沉淀粒子超過100 nm。圖6為實驗鋼VC沉淀粒子的高分辨圖像。通過高分辨圖像，可以看出VC沉淀粒子與γ基體呈現(xiàn)[011]γ//[011]VC的取向關(guān)系。

圖6 含釩TWIP鋼變形前的HR-TEM分析Fig.6 HR-TEM analysis of TWIP steel before deformation

通過HR-TEM觀察發(fā)現(xiàn)，沉淀粒子與形變孿晶之間交互作用存在以下3種形式：當沉淀粒子尺寸較小，形變孿晶可穿過沉淀粒子而繼續(xù)傳播；隨著沉淀粒子的長大，一部分形變孿晶可以穿過，而另一部分停止在沉淀粒子的界面處；當沉淀粒子大于50 nm，形變孿晶停止在沉淀粒子內(nèi)部或界面處，孿晶的增殖完全被抑制。

2.4 薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼

因高錳TWIP/TRIP鋼具有較高的錳含量，其線膨脹系數(shù)大、導(dǎo)熱性較低、熱應(yīng)力和收縮應(yīng)力較大，故生產(chǎn)過程中的熱加工性較差。高錳TWIP/TRIP鋼具有較高的加工硬化率，對軋機要求高，故冷軋只能采用小壓下量多道次方式進行[22]，所以在進行熱軋和冷軋生產(chǎn)時均相對比較困難。雙輥薄帶鑄軋技術(shù)是一項薄帶近終成型技術(shù)，它將凝固與成型融為一體，把鑄造與壓力加工合二為一，大大簡化了工序、縮短了流程，縮減了板帶厚度減少冷軋壓下量，有望解決常規(guī)工藝生產(chǎn)困難的問題。

雙輥薄帶鑄軋工藝原理是將鋼液直接澆注在一對反向旋轉(zhuǎn)且內(nèi)部通水冷卻的鑄輥之間，在輥縫中完成澆鑄、冷卻、結(jié)晶、凝固、軋制和出坯這一系列的工藝過程使金屬液在兩輥間凝固形成薄帶。該技術(shù)的特點是金屬凝固和軋制變形同時進行，液態(tài)金屬在結(jié)晶凝固的同時承受壓力加工和塑性變形，在很短時間內(nèi)完成從液態(tài)金屬到固態(tài)薄帶的全部過程。近年來，德國Tyhssen-Krupp及韓國POSCO等國外鋼鐵企業(yè)都已成功地用薄帶鑄軋技術(shù)生產(chǎn)出Fe-Mn-Si-Al系、Fe-Mn-C系高錳鋼薄帶以及薄帶冷軋產(chǎn)品，如前言中所述。而國內(nèi)TWIP鋼的研究起步較晚，利用薄帶鑄軋技術(shù)生產(chǎn)Fe-Mn-C系TWIP鋼尚屬探索階段。因此，研究利用雙輥薄帶鑄軋技術(shù)生產(chǎn)高錳TWIP/TRIP鋼以及處理工藝、組織性和變形機理是十分必要的。

筆者研究了薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼的生產(chǎn)流程，探索了薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼的后處理工藝，利用電子背散射衍射分析（EBSD）觀察并分析了不同工藝過程中顯微組織的特點，并通過測試不同工藝下高錳TWIP/TRIP鋼的力學(xué)性能，確定高錳TWIP/TRIP鋼薄帶生產(chǎn)的最優(yōu)工藝。利用OM、SEM、TEM等檢測手段對比分析了薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼和常規(guī)工藝制造的高錳TWIP/TRIP鋼凝固組織及拉伸變形前后顯微組織的特征，在此基礎(chǔ)上分析了薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼的變形機理。

利用中頻率感應(yīng)爐將上述原材料按一定的成分配比熔煉成35 kg的鋼水，鑄軋成厚度為2.5 mm，寬度為130 mm，長約7 m的薄帶。鑄軋薄帶表面質(zhì)量良好，邊部整齊，如圖7所示。鑄軋薄帶空冷后無固溶處理，經(jīng)過酸洗后直接冷軋至0.8 mm，冷軋壓下量為68%，再經(jīng)過800?C固溶處理5 min后空冷。

圖7 鑄軋TWIP鋼雙輥鑄軋薄帶形貌Fig.7 Appearance of twin-roll cast strip of TWIP steel

表2示出了孿晶強韌化鋼經(jīng)薄帶鑄軋工藝與常規(guī)工藝后力學(xué)性能的對比。由表2可知，TWIP鋼經(jīng)薄帶鑄軋工藝處理的屈服強度及抗拉強度均較常規(guī)工藝高，斷裂總延伸率達到常規(guī)工藝的95%以上。圖8示出了薄帶鑄軋工藝及常規(guī)工藝得到的TWIP鋼的力學(xué)性能，以及加工硬化速率隨真應(yīng)變的變化關(guān)系。在拉伸變形過程中，由于TWIP鋼的層錯能較低，形變孿晶很容易產(chǎn)生。因形變孿晶與其他大角晶界一樣，對位錯的運動是很強的阻礙，同時對其他形變孿晶的傳播也是強烈的阻礙，從而產(chǎn)生較高的加工硬化速率，同時獲得較大的無頸縮延伸，即產(chǎn)生了TWIP效應(yīng)。但是，鑄軋工藝得到的試樣晶粒相對細小，抑制了變形過程中形變孿晶的產(chǎn)生，導(dǎo)致了較小的加工硬化效應(yīng)，因此對總延伸率的貢獻相對于常規(guī)工藝要小。

表2 常規(guī)工藝與鑄軋工藝得到的高錳TWIP鋼力學(xué)性能的對比Table 2 Comparison of the mechanical properties of the two different processes

圖8 鑄軋工藝及常規(guī)工藝得到的TWIP鋼加工硬化速率隨真應(yīng)變的變化關(guān)系Fig.8 Evolution of strain hardening rate with true strain during tensile test of TWIP steels manufactured by strip casting and conventional process

通過TWIP鋼薄帶鑄軋的實驗室研究發(fā)現(xiàn)，利用薄帶鑄軋技術(shù)制造TWIP鋼可以獲得表面質(zhì)量良好、邊部整齊、無宏觀裂紋的薄帶坯。通過對薄帶鑄軋TWIP鋼后處理工藝的研究表明，鑄軋薄帶無需固溶處理，可直接酸洗后冷軋至所需的厚度（冷軋壓下量應(yīng)≥50%），可在保證材料性能的基礎(chǔ)上大幅減少生產(chǎn)工序，避免材料在熱軋過程中造成的材料熱損耗，降低生產(chǎn)成本。通過對薄帶鑄軋TWIP鋼后處理工藝的研究表明，F(xiàn)e-Mn-C系TWIP鋼鑄軋薄帶經(jīng)直接酸洗冷軋后，較經(jīng)過熱軋的薄帶力學(xué)性能更優(yōu)。與常規(guī)工藝制造的相同成分的TWIP鋼相比，薄帶鑄軋TWIP鋼經(jīng)過直接冷軋后，其屈服強度有所提升且均勻延伸率可達常規(guī)工藝的96%。因此，研究利用雙輥薄帶鑄軋技術(shù)生產(chǎn)TWIP鋼以及處理工藝、組織性和變形機理是十分必要的，為采用雙輥薄帶鑄軋技術(shù)工業(yè)化生產(chǎn)TWIP鋼提供了前期基礎(chǔ)。

3 結(jié)語

薄帶鑄軋高錳TWIP/TRIP鋼顯示出很大的潛力，其發(fā)展正處于實驗研究向工業(yè)化生產(chǎn)的轉(zhuǎn)化階段。隨著POSCO等世界大型鋼鐵企業(yè)對高錳TWIP/TRIP鋼的深入研究和開發(fā)，高錳TWIP/TRIP鋼的力學(xué)性能、可鍍性、表面質(zhì)量等各項指標的綜合性能將越來越穩(wěn)定。以汽車輕量化為目的而開發(fā)的、具有優(yōu)良綜合力學(xué)性能的高錳TWIP/TRIP鋼將逐漸成為汽車用鋼的主力軍，對鋼鐵工業(yè)和汽車輕量化的發(fā)展將起到積極地推動作用。為解決高錳TWIP/TRIP鋼產(chǎn)業(yè)化所面臨的主要問題，需重點研究其近終成型加工工藝，還需要加強對孿晶、析出粒子、層錯及馬氏體之間的交互作用機制和機理的深入探究。

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State of the art for research，
development and applications of high manganese TWIP/TRIP steel

Zhang Weina，Liu Zhenyu，Wang Guodong

（The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

The present progress and applications in research on high manganese twinning induced plasticity and transformation induced plasticity（TWIP/TRIP）steel were summarized.The influence of grain size on TWIP effect was investigated.The evolution of grain size was investigated，which the mechanism of deformation twin evolution was analyzed.The deformation mechanism of deformation induced martensite and deformation twin was investigated.The effect of vanadium carbid（VC）precipitates on the delayed crack and strain hardening behavior was investigated，and the interaction between VC precipitates and deformation twin was discussed.The post-treatment technology，microstructure，mechanical properties and deformation mechanism of high manganese TWIP/TRIP steel fabricated by using twin-roll strip casting were investigated.

high manganese TWIP/TRIP steel； twin-roll strip casting； deformation mechanism；deformation induced martensite；deformation twin

TF7

A

1009-1742（2014）01-0040-08

2013-10-09

國家自然科學(xué)基金（50873141）；青年教師科研啟動基金（N110307003）

劉振宇，1942年出生，男，內(nèi)蒙古赤峰市人，教授，博士生導(dǎo)師，主要研究方向為高強鋼和不銹鋼等；E-mail：zyliu@mail.neu.edu.cn