劉龍龍，趙玲燕，王吉良，軒建偉，朱定一

（1.福州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州350108；2.中建三局第一建設(shè)工程有限責(zé)任公司，武漢430040）

0 引 言

孿生誘發(fā)塑性（Twinning Induced Plasticity，TWIP）鋼因其高強(qiáng)度、高塑性、高能量吸收能力等特點(diǎn)而備受關(guān)注［1-5］。鋼中非金屬夾雜物的存在與鋼材性能息息相關(guān)。研究表明［6-7］，較為潔凈的高碳含銅TWIP鋼具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。夾雜物對(duì)鋼力學(xué)性能和工藝性能的影響，主要表現(xiàn)為降低材料的塑性、韌性和疲勞性能，尤其當(dāng)夾雜物以不利的形狀及分布特征存在時(shí)，對(duì)材料力學(xué)性能的影響更為嚴(yán)重［8］。因此，非金屬夾雜物對(duì)這一新型鋼種力學(xué)性能影響的研究十分有必要，但相關(guān)研究并不充分。為此，作者通過(guò)不同熔煉工藝制備了兩組成分相同但夾雜物含量不同的高碳含銅TWIP鋼錠，經(jīng)相同工藝熱加工制得規(guī)格相同的鋼板；對(duì)鋼錠和鋼板中的非金屬夾雜物進(jìn)行了定量統(tǒng)計(jì)分析，并測(cè)試鋼板的拉伸性能，觀察其斷口形貌，分析了該TWIP鋼中非金屬夾雜物對(duì)其拉伸性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

以T10鋼、電解銅、金屬錳和鑄造生鐵為原料，用50kg真空中頻感應(yīng)爐以圖1所示不同熔煉工藝制備2個(gè)規(guī)格為120mm×120mm×400mm的鑄錠，并分別編號(hào)為L(zhǎng)1，L2。L1采用的是實(shí)驗(yàn)室熔煉常用的真空熔煉工藝；L2是在鋼液成分均勻后打開(kāi)熔煉爐，按下列步驟進(jìn)行除雜造渣后澆鑄得到：首先向鋼液中加入鋼液質(zhì)量5‰的硅鈣錳合金并壓入鋼液底部進(jìn)行脫硫脫氧，以DFC-400型高錳鋼除渣劑覆蓋鋼液表面防止氧化并吸附上浮到鋼液表面的雜質(zhì)相，然后斷電使鋼液靜置5min，使鋼液中的雜質(zhì)相充分上浮，扒渣后升溫至1 500℃左右澆鑄成形。其中，硅鈣錳合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為16.0～20.0Ca，53.0～59.0Si，14.0～18.0Mn；DFC-400型高錳鋼除渣劑的主要成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為 70SiO2，13Al2O3，0.6CaO，1（Fe2O3、K2O），5MnO，10～50CaC2，0.5～5Al。鑄錠化學(xué)成分如表1所示。兩種工藝制得的鑄錠以相同的工藝進(jìn)行固溶處理、鍛造（鍛造比為2）、熱軋（熱軋變形率為95%，1 050℃）和退火制得4mm厚的板材。

圖1 高碳含銅TWIP鋼的鑄造及加工工藝Fig.1 Casting and processing procedures of high carbon copper-bearing TWIP steel

表1 高碳含銅TWIP鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of high carbon copper-bearing TWIP Steel（mass） %

1.2 試驗(yàn)方法

從固溶處理后的鑄錠和熱軋板取樣對(duì)夾雜物進(jìn)行定量分析。其中，鑄錠的檢驗(yàn)面為鑄錠頂部縮孔以下，鑄錠剖面邊緣到中心距離的一半處，分別編號(hào)為L(zhǎng)1-s和L2-s；熱軋板分別以軋向（RD）與軋面法向（ND）所在平面（后簡(jiǎn)稱RD面）和橫向（TD）與軋面法向所在平面（后簡(jiǎn)稱TD面）為檢驗(yàn)面取樣，分別編號(hào)為 L1-r-RD（TD），L2-r-RD（TD）。采用XJZ-6A型光學(xué)顯微鏡在40倍和100倍下按一定順序分別選擇50和100個(gè)視場(chǎng)拍攝，利用金相分析軟件統(tǒng)計(jì)夾雜物的面積分?jǐn)?shù)、數(shù)量、尺寸分布。其中用40倍金相照片統(tǒng)計(jì)夾雜物的面積分?jǐn)?shù)和數(shù)量，用100倍金相照片統(tǒng)計(jì)其尺寸分布。

將退火后的兩組4mm厚的鋼板沿軋制方向用線切割制備拉伸試樣，每組3個(gè)，試樣尺寸如圖2所示，用砂紙將其表面粗糙度打磨到3.2μm以下，分別編號(hào)為 L1-t，L2-t。用INSTRON MODEL 1185型萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2mm·min-1，并用Zeiss-SUPRA55型掃描電鏡觀察斷口形貌。

圖2 拉伸試樣的尺寸Fig.2 Sizes of tensile specimen

用單位體積吸收功表示材料的能量吸收能力W，其計(jì)算公式為

式中：At為斷裂總伸長(zhǎng)率；S為工程應(yīng)力；e為工程應(yīng)變。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 非金屬夾雜物的含量與尺寸

由圖3可見(jiàn)，L2各組試樣中夾雜物含量較L1對(duì)應(yīng)狀態(tài)試樣中夾雜物含量少；軋制后試樣中的夾雜物較為細(xì)小且常沿軋制方向分布。

圖3 各試樣中夾雜物分布情況Fig.3 Distribution of inclusions in different specimens

由表2可知，L2-s試樣中非金屬夾雜物的面積分?jǐn)?shù)比L1-s試樣中的降低45%，夾雜物面密度降低21%；熱加工后兩組試樣中非金屬夾雜物的面積分?jǐn)?shù)明顯降低，夾雜物面密度升高。由表3可知，L1-s試樣中等效圓直徑大于15μm的夾雜物數(shù)量占1.7%，而且尺寸分布范圍很廣，最大夾雜物的等效圓直徑達(dá)到45.6μm；而L2-s試樣中只有0.4%的夾雜物等效圓直徑超過(guò)15μm，最大夾雜物的等效圓直徑只有17.8μm；熱加工后兩組試樣中的非金屬夾雜物尺寸都得到細(xì)化。

表2 各試樣中夾雜物的面積分?jǐn)?shù)和面密度Tab.2 Surface density and area fraction of inclusions in different specimens

表3 各試樣中夾雜物的尺寸分布Tab.3 Size distribution of inclusions in different specimens %

鋼錠中除了夾雜物之外還存在顯微疏松、微孔等缺陷［6］；與鋼基體的熱膨脹系數(shù)差別較大的非金屬夾雜物在冷卻過(guò)程中可與鋼基體產(chǎn)生分離，在夾雜物與鋼基體間形成間隙，在運(yùn)用金相法統(tǒng)計(jì)時(shí)很難區(qū)分夾雜物與空隙，而采用熱加工的方法能有效減少甚至消除空隙缺陷［9-10］。另外，熱加工還會(huì)使硫化錳、硅含量較低的硅酸鹽等塑性非金屬夾雜物沿軋制方向呈長(zhǎng)條狀分布，而部分氧化錳鐵、硅含量較高的硅酸鹽等脆性?shī)A雜物被破碎并沿軋制方向呈鏈狀分布，起到細(xì)化夾雜物的作用。故熱加工后兩組試樣中的非金屬夾雜物的面積分?jǐn)?shù)明顯降低，夾雜物面密度有所升高，夾雜物尺寸得到細(xì)化。以軋板的RD面為檢驗(yàn)面時(shí)，可以看到塑性非金屬夾雜物被拉長(zhǎng)的形態(tài)；而以TD面為檢驗(yàn)面時(shí)，只能看到塑性非金屬夾雜物橫截面形貌，呈圓形或被壓扁的橢圓形。這使得TD面統(tǒng)計(jì)到的夾雜物尺寸和面積分?jǐn)?shù)都要低于RD面的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。

由表2，3還可知，L1-r-TD試樣中非金屬夾雜物的面積分?jǐn)?shù)、夾雜物面密度分別為L(zhǎng)2-r-TD試樣的2.3倍、1.6倍。L1-r-TD試樣中等效圓直徑大于5 μm的夾雜物所占比例是L2-r-TD試樣的3.6倍。等效圓直徑大于5μm夾雜物的面密度由L2-r-TD試樣的4個(gè)·mm-2增加到L1-r-TD試樣的29個(gè)·mm-2。所觀察到L1-r-TD和L2-r-TD試樣中尺寸最大的夾雜物的等效圓直徑分別為14.3μm和8.7μm。

2.2 拉伸性能及斷口形貌

由表4可知，L2-t試樣的強(qiáng)度和塑性比L1-t試樣的都略有提高，單位體積吸收功提高2%。

表4 不同試樣的拉伸性能Tab.4 Tensile properties of the different specimens

從圖4中可看出，兩組試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和真應(yīng)力-應(yīng)變曲線在發(fā)生斷裂前都有較好的吻合；兩組試樣的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線只有彈性區(qū)和均勻塑性變形區(qū)，沒(méi)有局部塑性變形區(qū)。TWIP鋼的塑性變形是由位錯(cuò)滑移和孿生兩種機(jī)制相互作用實(shí)現(xiàn)的，當(dāng)位錯(cuò)滑移受阻時(shí)，金屬變形抗力增加，局部應(yīng)力集中達(dá)到臨界剪切應(yīng)力后發(fā)生孿生，消除位錯(cuò)，釋放集中的應(yīng)力，提供新的活躍的滑移系，塑性變形得以延續(xù)。孿生形核所需的應(yīng)力遠(yuǎn)比孿生生長(zhǎng)（位錯(cuò)的滑移）所需的大，因而在出現(xiàn)孿生時(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線會(huì)突然下降［11］。

由圖5可見(jiàn)，該鋼的加工硬化率處于較高水平，雖然隨著真應(yīng)變的增加而降低，但直到試樣斷裂加工硬化率仍不小于1。正是由于TWIP鋼高的加工硬化率抑制了頸縮，拉伸過(guò)程中試樣均勻變形，使鋼材強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到提高［12-14］。

圖4 不同試樣的拉伸曲線Fig.4 Tensile curves of different specincens：（a）engineering stress-strain and（b）true stress-strain

圖5 不同試樣的加工硬化率曲線Fig.5 Strain hardening rate curves of different specincens

圖6 L1-t與L2-t試樣的拉伸斷口SEM形貌Fig.6 SEM morphology of fracture of the L1-t（a）and L2-t（b）specimens

由圖6可見(jiàn)，由于L1-t試樣中非金屬夾雜物含量較多，存在一定量尺寸較大的夾雜物，故斷口中可見(jiàn)由較大夾雜物處形成的大韌窩和鋼基體上形成的小韌窩；而L2-t試樣中夾雜物含量相對(duì)較少，且尺寸分布較為集中，更為細(xì)小，故斷口中韌窩尺寸較為細(xì)小、均勻。該TWIP鋼的韌窩形貌有以下三個(gè)特點(diǎn)。其一，非金屬夾雜物往往存在于較發(fā)達(dá)的韌窩底部，如圖6中1處和4處，或在對(duì)應(yīng)斷口的韌窩里，如圖6中5處；且這些韌窩的形狀由夾雜物的形狀決定，如圖6中2處。其二，在大尺寸韌窩的壁上可以看到明顯的跡線，它是顯微孔洞在滑移及孿生長(zhǎng)大的過(guò)程中留下的，如圖6中3處。其三，鋼基體上所形成的韌窩內(nèi)沒(méi)有夾雜物，尺寸較小，且分布均勻、密集。

2.3 拉伸性能對(duì)非金屬夾雜物的敏感性

韌性斷口是由于顯微空洞或顯微孔隙的萌生及聚集而形成的［15］。由于夾雜物與鋼基體的結(jié)合力較低，且塑性變形過(guò)程中夾雜物與鋼基體的交界處位錯(cuò)塞積，存在較高的應(yīng)力集中，微孔會(huì)在夾雜物附近優(yōu)先形成。在拉伸過(guò)程中，微孔的形核和長(zhǎng)大首先在尺寸較大的夾雜物周圍發(fā)生，隨著塑性變形的進(jìn)行，隨后在尺寸較小的夾雜物周圍發(fā)生，最后才發(fā)生于鋼基體中。當(dāng)試樣中孔洞尺寸和數(shù)量超過(guò)某一臨界值后，會(huì)發(fā)生孔洞的快速失穩(wěn)，這時(shí)由于孔洞的連接和聚合，會(huì)在未出現(xiàn)明顯頸縮的情況下使試樣突然發(fā)生斷裂，呈類脆性斷裂，這一點(diǎn)與部分超塑性材料相似［16-17］。于是，試樣斷口上便產(chǎn)生大小不一的韌窩形貌，有非金屬夾雜物存在的位置處韌窩較為發(fā)達(dá)，并可觀察到孔洞長(zhǎng)大留下的跡線，如圖6中3處；而沒(méi)有非金屬夾雜物的鋼基體上韌窩細(xì)小、均勻。

非金屬夾雜物的存在會(huì)導(dǎo)致試樣的提前斷裂，而且?jiàn)A雜物含量越多，尺寸越大，對(duì)鋼材強(qiáng)度和塑性等力學(xué)性能造成的影響也越大。由于拉伸試驗(yàn)以RD方向?yàn)檩S向，在單向拉伸狀態(tài)下，受力方向與TD面垂直，所以非金屬夾雜物在TD面的分布情況直接影響材料的拉伸性能。相較于L1-t試樣，L2-t試樣中非金屬夾雜物含量少、尺寸小，拉伸過(guò)程中顯微空洞形核需要更大的塑性變形，這些細(xì)小夾雜物處的顯微空洞形成后，在鋼基體處也形成了顯微空洞，所以該試樣斷口的韌窩尺寸較為均勻、細(xì)小，且拉伸性能更佳、更穩(wěn)定。

在夾雜物面積分?jǐn)?shù)由0.171%增加到0.394%，等效圓直徑大于5μm夾雜物的面密度由4個(gè)·mm-2增加到29個(gè)·mm-2的情況下，L1-t試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率僅比L2-t試樣降低1%左右，斷裂總伸長(zhǎng)率降低2.40%，拉伸過(guò)程中單位體積的吸收功也只降低了2%；另外，L1-t與L2-t試樣斷口中鋼基體上形成的小韌窩尺寸也基本一致，多數(shù)在1μm左右。

可見(jiàn)非金屬夾雜物含量及尺寸介于L1-r-TD試樣與L2-r-TD試樣所含非金屬夾雜物含量與尺寸之間時(shí)，該TWIP鋼的拉伸性能對(duì)非金屬夾雜物具有高度容忍性。首先，L1-r-TD試樣中非金屬夾雜物面積分?jǐn)?shù)為0.394%，遠(yuǎn)小于孔洞失穩(wěn)所需的臨界值；其次，由圖7可知，該TWIP鋼拉伸過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生大量形變孿晶，孿生過(guò)程可以釋放、緩解非金屬夾雜物處的應(yīng)力集中，延遲夾雜物處顯微空穴的產(chǎn)生；再次，該TWIP鋼的高加工硬化率增加了孔洞長(zhǎng)大的難度，不利于以非金屬夾雜物為形核點(diǎn)產(chǎn)生的孔洞在試樣繼續(xù)塑性變形過(guò)程中長(zhǎng)大。綜合以上三點(diǎn)，以非金屬夾雜物為核心生成的孔洞雖然有所長(zhǎng)大，但仍需與鋼基體上形核的孔洞共同作用，才能達(dá)到孔洞失穩(wěn)的條件，使試樣斷裂。經(jīng)統(tǒng)計(jì)，L1-t試樣的斷口中以非金屬夾雜物為核心形成的韌窩面積占斷口總面積比例僅為15.3%，而L2-t試樣的斷口中此比例更只有2.6%，這也證明了上述分析。而只有當(dāng)該鋼材發(fā)生相當(dāng)大的塑性變形和存在相當(dāng)高的應(yīng)力時(shí)，孔洞才能在鋼基體中大量形核并長(zhǎng)大到失穩(wěn)所需的尺寸。L1-r-TD試樣仍能表現(xiàn)出良好的拉伸性能。鋼材的疲勞和沖擊性能對(duì)非金屬夾雜物更為敏感，在為降低成本而適當(dāng)放寬對(duì)該TWIP鋼中非金屬夾雜物的要求時(shí)，一定要考慮所生產(chǎn)工件服役時(shí)的受力條件。

圖7 不同TWIP鋼試樣拉伸后的顯微組織Fig.7 Microstructure of the TWIP steels after tensile testing

3 結(jié) 論

（1）在拉伸過(guò)程中，高碳含銅TWIP鋼中的非金屬夾雜物成為孔洞優(yōu)先形成的形核點(diǎn)，但該TWIP鋼易于發(fā)生孿生和高加工硬化率的特點(diǎn)，延緩了顯微孔洞的形核和長(zhǎng)大，再加之無(wú)頸縮的塑性斷裂形式，使得高碳含銅TWIP鋼的拉伸性能對(duì)非金屬夾雜物在一個(gè)較大范圍內(nèi)具有高度容忍性。

（2）當(dāng)該高碳含銅TWIP鋼中夾雜物面積分?jǐn)?shù)由0.171%增加到0.394%，等效圓直徑大于5μm的夾雜物的面密度由4個(gè)·mm-2增加到29個(gè)·mm-2時(shí)，其抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率等拉伸性能僅降低1%～3%。

［1］LEE T Y，KOYAMA M，TSUZAKI K，et al.Tensile deformation behavior of Fe-Mn-C TWIP steel with ultrafine elongated grain structure［J］.Materials Letters，2012，75（1）：169-171.

［2］DANCETTE S，DELANNAY L，RENARD K，et al.Crystal plasticity modeling of texture development and hardening in TWIP steels［J］.Acta Materialia，2012，60（1）：2135-2145.

［3］閆彬，衛(wèi)英慧，馬麗莉.TWIP鋼激光和TIG焊接接頭的組織和性能［J］.機(jī)械工程材料，2013，37（2）：78-85.

［4］張旺峰，朱金華，曹春曉.奧氏體錳鋼高應(yīng)變速率孿生誘導(dǎo)塑性［J］.機(jī)械工程材料，2005，29（3）：14-17.

［5］LIU H J，ZHU D Y，PENG X.Dynamic strain aging in the Fe-Mn-Cu-C TWIP steels［J］.Advanced Materials Research，2013，668（1）：861-864.

［6］劉海軍，朱定一，胡真明，等.熱軋工藝對(duì)Fe-20Mn-3Cu-1.3 C TWIP鋼組織致密度和力學(xué)性能的影響［J］.金屬熱處理，2012，37（8）：93-97.

［7］PENG X，ZHU D Y，HU Z M，et al.Stacking fault energy and tensile deformation behavior of high-carbon twinninginduced plasticity steels：effect of Cu addition［J］.Materials ＆ Design，2013，45（1）：518-523.

［8］張德堂.鋼中非金屬夾雜物鑒別［M］.北京：國(guó)防工業(yè)出版社，1991：5-255.

［9］呂炎.鍛造工藝學(xué)［M］.北京：機(jī)械工業(yè)出版社，1995：5-27.

［10］WANG A，THOMSON P F，HODGSON P D.A study of pore closure and welding in hot rolling process［J］.Journal of Materials Processing Technology，1996，60（1／4）：95-102.

［11］周小芬，符仁鈺，李麟.Fe24Mn0.5C形變孿晶誘發(fā)塑性鋼的顯微組織和力學(xué)性能［J］.機(jī)械工程材料，2009，33（5），22-25.

［12］ALLAIN S，CHATEAU J P，DAHMOUN D，et al.Correlations between the calculated stacking fault energy and the plasticity mechanisms in Fe-Mn-C alloys［J］.Materials Science and Engineering：A，2004，387／389：158-162.

［13］BOUAZIZ O，ALLAIN S，SCOTT C P，et al.High manganese austenitic twinning induced plasticity steels：a review of the microstructure properties relationships［J］.Current Opinion in Solid State and Materials Science，2011，15：141-168.

［14］魯法云，楊平，孟利，等.Fe-22Mn TRIP／TWIP鋼拉伸過(guò)程組織、性能及晶體學(xué)行為分析［J］.金屬學(xué)報(bào)，2013，49（1）：1-9.

［15］姜錫山，趙晗.鋼鐵顯微斷口速查手冊(cè)［M］.北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2010：8-17.

［16］文九巴，楊蘊(yùn)林，楊永順，等.超塑性應(yīng)用技術(shù)［M］.北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2005：15-45.

［17］管志平，馬品奎，宋玉泉.超塑性斷裂分析［J］.金屬學(xué)報(bào)，2013，49（8）：1003-1011.