Mn和Si对中锰热轧高强钢组织和性能的影响

第36卷增刊1 北京科技大学学报 Vol.36 Suppl.1 2014年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2014 Mn和Si对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 赵征志12四，佟婷婷2，赵爱民12，尹鸿祥2，李双娇12，梁驹华12 1)北京科技大学治金工程研究院，北京100083 2)现代交通先进金属材料与加工技术北京实验室，北京100083 ☒通信作者，Emai:zhaozhzhi@usth.cdu.cm 摘要为了研究Mn和Si元素对中锰热轧高强钢显微组织和力学性能的影响，设计了不同Mn、Si含量CSi-Mn系试验用 钢.利用热膨胀仪、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和单向拉伸等实验方法对试验用钢的相变点、显微组织、残余奥氏体含量 和力学性能进行了测定与分析.结果表明：M和Si对中锰热轧高强钢的显微组织影响较大，对于低Si高M的试验钢，其显 微组织主要由粒状贝氏体组成：对于高Si高Mn的试验钢，主要由贝氏体铁素体、马氏体和残余奥氏体组成：对于高Si低M 的试验钢，则由块状铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成.高Si高M试验钢获得最高的综合力学性能，抗拉强度达 1200MPa以上，总伸长率为16%，强塑积接近20GPa·%.分析认为，试验钢这种高强度和较高的塑性是由超细晶组织和TRIP 效应共同决定的 关键词Mn:Si:组织性能：相变点：残余奥氏体 分类号TG156.3:TG142.1 Effect of Mn and Si on the microstructure and mechanical properties of medium manganese hot-rolled high-strength steel ZHAO Zhenghi TONG Ting-ting,ZHAO Ai-min YIN Hong xiang,U Shuang jiao LIANG Ju-hua 1)Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Laboratory of Modern Traffic Metal Materials and Processing Technology,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhaozhzhi@ustb.edu.cn ABSTRACT To study the effects of manganese and silicon contents on the microstructure and mechanical properties of medium manganese hot-rolled high-strength steel,different C-Si-Mn tested steels with different manganese and silicon contents were designed. The phase transformation point,microstructure,retained austenite content,and mechanical properties were measured and analyzed using dilatometric simulation,scanning electron microcopy,transmission electron microcopy,X-ray diffraction,and tensile testing. The obtained results indicate that the final microstructure of specimens can be greatly affected by the contents of manganese and silicon. The microstructure of low-silicon and high-manganese specimens consists of granular bainite.The microstructure of high-silicon and high-manganese specimens consists of bainite-ferrite,martensite,and retained austenite.The microstructure of high-silicon and low-manganese specimens consists of quasi-polygonal ferrite,bainite,martensite,and retained austenite.The results show that the best comprehensive mechanical properties of newly designed medium manganese hot-rolled high-strength steel are obtained in high Si and high Mn specimens.The ultimate tensile strength is in excess of 1200 MPa,the total elongation is 16%,and the product of tensile strength and elongation is about 20 GPa%.The high strength and ductility of the tested high-silicon and high-manganese steel can be explained by the ultrafine grain microstructure and TRIP effect. KEY WORDS manganese:silicon:microstructure and properties:phase transformation point:retained austenite 收稿日期：2013-11-12 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51271035) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.s1.025:http://jourals.ustb.edu.cn

第 36 卷 增刊 1 2014 年 4 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 Suppl． 1 Apr． 2014 Mn 和 Si 对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 赵征志1，2) ，佟婷婷1，2) ，赵爱民1，2) ，尹鸿祥1，2) ，李双娇1，2) ，梁驹华1，2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 现代交通先进金属材料与加工技术北京实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: zhaozhzhi@ ustb． edu． cn 摘 要 为了研究 Mn 和 Si 元素对中锰热轧高强钢显微组织和力学性能的影响，设计了不同 Mn、Si 含量 C--Si--Mn 系试验用 钢． 利用热膨胀仪、扫描电镜、透射电镜、X 射线衍射和单向拉伸等实验方法对试验用钢的相变点、显微组织、残余奥氏体含量 和力学性能进行了测定与分析． 结果表明: Mn 和 Si 对中锰热轧高强钢的显微组织影响较大，对于低 Si 高 Mn 的试验钢，其显 微组织主要由粒状贝氏体组成; 对于高 Si 高 Mn 的试验钢，主要由贝氏体铁素体、马氏体和残余奥氏体组成; 对于高 Si 低 Mn 的试验钢，则由块状铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成． 高 Si 高 Mn 试验钢获得最高的综合力学性能，抗拉强度达 1200 MPa 以上，总伸长率为 16% ，强塑积接近 20 GPa·% ． 分析认为，试验钢这种高强度和较高的塑性是由超细晶组织和 TＲIP 效应共同决定的． 关键词 Mn; Si; 组织性能; 相变点; 残余奥氏体 分类号 TG156. 3; TG142. 1 Effect of Mn and Si on the microstructure and mechanical properties of medium manganese hot-rolled high-strength steel ZHAO Zheng-zhi 1，2)  ，TONG Ting-ting1，2) ，ZHAO Ai-min1，2) ，YIN Hong-xiang1，2) ，LI Shuang-jiao 1，2) ，LIANG Ju-hua1，2) 1) Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Laboratory of Modern Traffic Metal Materials and Processing Technology，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: zhaozhzhi@ ustb． edu． cn ABSTＲACT To study the effects of manganese and silicon contents on the microstructure and mechanical properties of medium manganese hot-rolled high-strength steel，different C-Si-Mn tested steels with different manganese and silicon contents were designed． The phase transformation point，microstructure，retained austenite content，and mechanical properties were measured and analyzed using dilatometric simulation，scanning electron microcopy，transmission electron microcopy，X-ray diffraction，and tensile testing． The obtained results indicate that the final microstructure of specimens can be greatly affected by the contents of manganese and silicon． The microstructure of low-silicon and high-manganese specimens consists of granular bainite． The microstructure of high-silicon and high-manganese specimens consists of bainite-ferrite，martensite，and retained austenite． The microstructure of high-silicon and low-manganese specimens consists of quasi-polygonal ferrite，bainite，martensite，and retained austenite． The results show that the best comprehensive mechanical properties of newly designed medium manganese hot-rolled high-strength steel are obtained in high Si and high Mn specimens． The ultimate tensile strength is in excess of 1200 MPa，the total elongation is 16% ，and the product of tensile strength and elongation is about 20 GPa·% ． The high strength and ductility of the tested high-silicon and high-manganese steel can be explained by the ultrafine grain microstructure and TＲIP effect． KEY WOＲDS manganese; silicon; microstructure and properties; phase transformation point; retained austenite 收稿日期: 2013--11--12 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51271035) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． s1． 025; http: / /journals． ustb． edu． cn

·134 北京科技大学学报 第36卷 随着社会的发展，世界范围内的能源危机和环 1200 1200℃×2h 境污染问题日益突出，节约资源、环境友好和使用经 1150℃开轧 1000 ”5道次轧制 济的汽车设计越来越受到汽车商的青睐，这就要求 终轧温度 我们对汽车板等部件进行轻量化、简约化生产.目 800 水冷至650℃ 900 前，通过添加一些合金元素，例如Cr、Mo、Ni、Nb、V、 600 保温1h 模拟卷取 T等，钢板的综合性能得到大幅提升，使得大量先 400 随炉冷至室温 进高强钢和超高强钢在汽车材料中得到广泛的使 200 用.但这些合金元素的添加，不仅增加了成本，而且 导致了工艺和组织控制的复杂性，部分工艺很难现 时间 场实现，工业化进展相对缓慢-) 图1试验用钢的热轧工艺示意图 因此，国内外相关学者在CSi-Mn成分体系的 Fig.1 Schematic diagram of the hot rolling process for tested steels 基础上，不添加其他合金元素，适当控制C、Si、Mn 棒试样，依据标准YBT5127一1993《钢的临界点测 元素含量和工艺参数，得到了综合性能优异的先进 定方法（膨胀法）》，利用德国DL805A热膨胀仪进 超高强钢板.Sugimoto等人采用(0.1%0.6%)C- 行Ac1、Ac3、Ms、Mf、Bs和Bf等相变点的测量.记录 1.5Si-1.5Mn成分体系，通过控制退火工艺，研究了 加热和冷却过程中膨胀量随温度的变化，利用 以退火马氏体为基体的TRP钢.李振等人研究 Origin8.0软件，绘制温度-膨胀量曲线，如图2 了低碳中锰热轧TRP钢的退火工艺及组织演变， 其锰质量分数为5.0%~7.0%因.目前，对于钢中 所示. 1100 Mn质量分数的控制，国内外的研究主要集中在 1000℃x10min 1000 Mn≤2.0%和Mn≥4.0%7-9，而对2.0%~4.0% 900 800 Mn的研究相对较少.本文设计了三种C-Si-Mn系 700 0.05℃·1 0.05℃·91 不同Mn、Si含量的中锰热轧高强钢，对比分析了不 600 同成分体系试验用钢的显微组织和力学性能，探讨 500 400 10℃·s-1 30℃·s1 了微观组织的演变规律和加工硬化行为，旨在合理 300 200 设计中锰热轧高强钢的成分体系，通过控制工艺参 100 室温 数，得到优异的综合性能，使其能够应用在汽车车 06 时间 身中. 图2试验用钢的相变点测定工艺图 1实验材料及方法 Fig.2 Measurement process for the phase transformation point of tested steels 试验用钢采用50kg中频真空感应炉治炼成铸 在热轧钢板上沿轧向取50mm标距的拉伸试 锭并锻造成40mm×90mm×140mm方坯，其主要 样，以2mm'min-'的拉伸速度在室温下进行拉伸试 化学成分如表1所示.其中，1"钢为低Si高Mn钢， 验，对每种状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，力学 2"钢高Si高Mn钢，3钢为高Si低Mn钢.锻坯经 性能指标取其平均值.。钢板的金相样经抛光、4% 1200℃保温1h后，在350四/二辊单机架可逆式热 (体积分数)的硝酸酒精浸蚀后，在ZEISS AX10光 轧机上经5道次轧制后，得到厚度为4mm的热轧 学显微镜(OM)和ZEISS ULTRA55型场发射扫描 板，终轧温度为900℃，卷取温度为650℃，具体工 电镜下观察其显微组织.采用JEM2010透射电镜进 艺路线如图1所示 行分析.透射电镜试样采用双喷减薄制取，将线切 表1试验用钢的化学成分（质量分数） 割的约10mm×10mm大小的样片，厚度约为0.2~ Table 1 Chemical composition of the tested steel 0.3mm,手工磨至厚度约为40~50m时，样片冲 试验用钢 Si Mn 孔，将冲下的中3mm小圆片在双喷仪减薄至穿孔， 1 0.14-0.170.133.00-3.500.0080.004 所采用的双喷液为5%（体积分数)高氯酸酒精溶 0.14-0.171.383.00-3.500.0080.004 液，双喷液采用液氮冷却至-20℃. 3* 0.14-0.171.302.50-3.000.0080.004 采用D5000X射线衍射仪对试验钢热轧板中 在锻坯上，经线切割截取b4mm×10mm圆柱 的残余奥氏体进行测定，得到衍射图谱，再利用X

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 随着社会的发展，世界范围内的能源危机和环 境污染问题日益突出，节约资源、环境友好和使用经 济的汽车设计越来越受到汽车商的青睐，这就要求 我们对汽车板等部件进行轻量化、简约化生产． 目 前，通过添加一些合金元素，例如 Cr、Mo、Ni、Nb、V、 Ti 等，钢板的综合性能得到大幅提升，使得大量先 进高强钢和超高强钢在汽车材料中得到广泛的使 用． 但这些合金元素的添加，不仅增加了成本，而且 导致了工艺和组织控制的复杂性，部分工艺很难现 场实现，工业化进展相对缓慢［1--3］． 因此，国内外相关学者在 C--Si--Mn 成分体系的 基础上，不添加其他合金元素，适当控制 C、Si、Mn 元素含量和工艺参数，得到了综合性能优异的先进 超高强钢板． Sugimoto 等人采用( 0. 1% --0. 6% ) C-- 1. 5Si--1. 5Mn 成分体系，通过控制退火工艺，研究了 以退火马氏体为基体的 TＲIP 钢［4--5］． 李振等人研究 了低碳中锰热轧 TＲIP 钢的退火工艺及组织演变， 其锰质量分数为 5. 0% ～ 7. 0%［6］． 目前，对于钢中 Mn 质量 分 数 的 控 制，国内外的研究主要集中在 Mn≤2. 0% 和 Mn≥4. 0%［7--9］，而对 2. 0% ～ 4. 0% Mn 的研究相对较少． 本文设计了三种 C--Si--Mn 系 不同 Mn、Si 含量的中锰热轧高强钢，对比分析了不 同成分体系试验用钢的显微组织和力学性能，探讨 了微观组织的演变规律和加工硬化行为，旨在合理 设计中锰热轧高强钢的成分体系，通过控制工艺参 数，得到优异的综合性能，使其能够应用在汽车车 身中． 1 实验材料及方法 试验用钢采用 50 kg 中频真空感应炉冶炼成铸 锭并锻造成 40 mm × 90 mm × 140 mm 方坯，其主要 化学成分如表 1 所示． 其中，1# 钢为低 Si 高 Mn 钢， 2# 钢高 Si 高 Mn 钢，3# 钢为高 Si 低 Mn 钢． 锻坯经 1200 ℃保温 1 h 后，在 350 四/二辊单机架可逆式热 轧机上经 5 道次轧制后，得到厚度为 4 mm 的热轧 板，终轧温度为 900 ℃，卷取温度为 650 ℃，具体工 艺路线如图 1 所示． 表 1 试验用钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % 试验用钢 C Si Mn P S 1# 0. 14 ～ 0. 17 0. 13 3. 00 ～ 3. 50 0. 008 0. 004 2# 0. 14 ～ 0. 17 1. 38 3. 00 ～ 3. 50 0. 008 0. 004 3# 0. 14 ～ 0. 17 1. 30 2. 50 ～ 3. 00 0. 008 0. 004 在锻坯上，经线切割截取 4 mm × 10 mm 圆柱 图 1 试验用钢的热轧工艺示意图 Fig． 1 Schematic diagram of the hot rolling process for tested steels 棒试样，依据标准 YB T 5127—1993《钢的临界点测 定方法( 膨胀法) 》，利用德国 DIL 805A 热膨胀仪进 行 Ac1、Ac3、Ms、Mf、Bs 和 Bf 等相变点的测量． 记录 加热和冷却过程中膨胀量随温度的变化，利 用 Origin 8. 0 软 件，绘 制 温 度--膨 胀 量 曲 线，如 图 2 所示． 图 2 试验用钢的相变点测定工艺图 Fig． 2 Measurement process for the phase transformation point of tested steels 在热轧钢板上沿轧向取 50 mm 标距的拉伸试 样，以 2 mm·min － 1 的拉伸速度在室温下进行拉伸试 验，对每种状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，力学 性能指标取其平均值． 钢板的金相样经抛光、4% ( 体积分数) 的硝酸酒精浸蚀后，在 ZEISS AX10 光 学显微镜( OM) 和 ZEISS ULTＲA 55 型场发射扫描 电镜下观察其显微组织． 采用 JEM2010 透射电镜进 行分析． 透射电镜试样采用双喷减薄制取，将线切 割的约 10 mm × 10 mm 大小的样片，厚度约为 0. 2 ～ 0. 3 mm，手工磨至厚度约为 40 ～ 50 μm 时，样片冲 孔，将冲下的 3 mm 小圆片在双喷仪减薄至穿孔， 所采用的双喷液为 5% ( 体积分数) 高氯酸酒精溶 液，双喷液采用液氮冷却至 － 20 ℃ ． 采用 D5000 X 射线衍射仪对试验钢热轧板中 的残余奥氏体进行测定，得到衍射图谱，再利用 X ·134·

增刊1 赵征志等：Mn和Si对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 ·135· 射线衍射分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰角 试验用钢加热和冷却过程中的温度一膨胀量曲线， 度、半高宽和积分强度，选择奥氏体的{200}、 利用切线法测量不同成分体系试验用钢的相变点， {220}、{311}衍射线以及铁素体{200}、{211}的衍 如图3和表2所示.从图3(a)中可以看出，1"钢的 射线，利用式(1)和式(2)分别计算残余奥氏体的体 Acl和Ac3点最低，其次是2"钢，3"钢的Acl和Ac3 积分数及其碳质量分数0-山 点最高，这主要是与Si提高Acl和Ac3点和Mn降 低Acl和Ac3点有关.而Si对Ms点的影响较小，C V,=1K。+1K (1) 和Mn元素的影响较大，显著降低Ms点和Mf点，因 式中：V,为残余奥氏体的体积分数，I,为奥氏体 此，虽然1"和2"钢的Si含量不同，但Ms点和Mf点 {200}、{220}、{311}晶面衍射峰的积分强度，I.为 比较接近，但3钢的Mn含量相对较低，因此Ms点 铁素体{200}、{211}晶面衍射峰的积分强度，K.、K, 和Mf点偏高，分别为388℃和269℃.图3(b)为 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数 0.05℃·s1冷却速度下的温度-膨胀量曲线，从图 C,=(a,-0.3547)/0.00467 (2) 中可以看出，在慢冷速下，奥氏体发生了非马氏体转 式中：C,为残余奥氏体中碳的质量分数，%；a,为残 变，对于低Si高Mn的1"钢，主要发生了贝氏体转 余奥氏体{220}的晶格常数，nm 变，开始和终了温度分别为513℃和369℃.对于高 Si高Mn的2"钢，也主要为贝氏体转变，由于Mn的 2实验结果及分析 作用，均并未出现铁素体组织：而对于高Si低Mn的 2.1相变点的测定和分析 3"钢，奥氏体相对不稳定，在0.05℃·s的冷却速度 根据DL805A热膨胀仪输出了不同成分体系 下，即出现了铁素体转变，Fs点为632℃. 140(间 Ac,=699℃ 140 b 120 -1 AC,=681℃、 120 c,=863℃ 100 2 100 Ac,=686E 80 80 AC,=849℃ ,60 60 F=632℃ 40 Ac,-793℃ .Mf=269℃ Bf=417℃ 20 B-369℃- 20 04 26 ~Bg=528℃ -Ms=388℃ 0 Bs=513℃ -20 Bf=403℃ Bs-469℃ -40 Mf=259℃ -Ms=368℃ -20 -Ms=365 60 200 400 600 800 10001200 -40 0 200 400 600 8001000 温度℃ 温度℃ 图3试验钢加热和不同冷却速度下的温度-膨胀量曲线.(a)30℃·s1:(b)0.05℃·s1 Fig.3 Thermal dilatation curves of the tested steels in heating and at different cooling rates:(a)30 C.s!;(b)0.05 C's-! 表2试验用钢的相变点 显微组织.可以看出，Si、Mn元素对热轧板的显微 Table 2 Phase transformation point of tested steels 组织影响较大2-)，对于低Si高Mn的1·钢，在卷 试验用钢Ac1 Ac3 Fs Bs Bf Ms Mf 取保温过程中，由于M的作用，稳定了奥氏体，抑 1 681 793 513 369368 262 制了铁素体相变，在后续随炉冷的过程中，奥氏体转 2 686 849 469 403365 259 变成了粒状贝氏体组织，且组织中可能有少量马氏 3 699 863 632 528417 388269 体存在，如图4(a)和5(a)所示.对于高Si高Mn 的2"钢，与1"钢类似，模拟卷取的过程中，由于Mn 综上所述，相变点是制订工艺路线和选择工作参 稳定奥氏体作用，使奥氏体分解温度降低。随后奥 数的重要理论基础，试验中测得了试验钢相变点，据 氏体分解过程中，由于S的作用，抑制了碳化物的 此，试验制定了热轧终轧温度900℃，卷取温度650℃. 析出，在形成贝氏体的过程中，使部分固溶C向未 对分析试验钢组织转变也有一定的指导意义 转变的奥氏体中扩散，增加了奥氏体的稳定性.这 2.2显微组织 部分稳定奥氏体在随后冷却过程中，有的继续发生 图4和图5为不同成分体系试验钢板热轧后的 相变，形成马氏体的，其透射照片如图6(a)所示

增刊 1 赵征志等: Mn 和 Si 对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 射线衍射分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰角 度、半高宽和积分强度，选 择 奥 氏 体 的 { 200 } 、 { 220} 、{ 311} 衍射线以及铁素体{ 200} 、{ 211} 的衍 射线，利用式( 1) 和式( 2) 分别计算残余奥氏体的体 积分数及其碳质量分数［10--11］． Vγ = IγKα IγKα + Iα Kγ ． ( 1) 式中: Vγ 为残余奥氏体的体积分数，Iγ 为 奥 氏 体 { 200} 、{ 220} 、{ 311} 晶面衍射峰的积分强度，Iα为 铁素体{ 200} 、{ 211} 晶面衍射峰的积分强度，Kα、Kγ 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数． Cγ = ( aγ － 0. 3547) /0. 00467． ( 2) 式中: Cγ为残余奥氏体中碳的质量分数，% ; aγ为残 余奥氏体{ 220} 的晶格常数，nm． 2 实验结果及分析 2. 1 相变点的测定和分析 根据 DIL 805A 热膨胀仪输出了不同成分体系 试验用钢加热和冷却过程中的温度--膨胀量曲线， 利用切线法测量不同成分体系试验用钢的相变点， 如图 3 和表 2 所示． 从图 3( a) 中可以看出，1# 钢的 Ac1 和 Ac3 点最低，其次是 2# 钢，3# 钢的 Ac1 和 Ac3 点最高，这主要是与 Si 提高 Ac1 和 Ac3 点和 Mn 降 低 Ac1 和 Ac3 点有关． 而 Si 对 Ms 点的影响较小，C 和 Mn 元素的影响较大，显著降低 Ms 点和 Mf 点，因 此，虽然 1# 和 2# 钢的 Si 含量不同，但 Ms 点和 Mf 点 比较接近，但 3# 钢的 Mn 含量相对较低，因此 Ms 点 和 Mf 点偏高，分别为 388 ℃ 和 269 ℃ ． 图 3( b) 为 0. 05 ℃·s － 1 冷却速度下的温度--膨胀量曲线，从图 中可以看出，在慢冷速下，奥氏体发生了非马氏体转 变，对于低 Si 高 Mn 的 1# 钢，主要发生了贝氏体转 变，开始和终了温度分别为 513 ℃和 369 ℃ ． 对于高 Si 高 Mn 的 2# 钢，也主要为贝氏体转变，由于 Mn 的 作用，均并未出现铁素体组织; 而对于高 Si 低 Mn 的 3# 钢，奥氏体相对不稳定，在0. 05 ℃·s － 1 的冷却速度 下，即出现了铁素体转变，Fs 点为 632 ℃ ． 图 3 试验钢加热和不同冷却速度下的温度--膨胀量曲线． ( a) 30 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 Fig． 3 Thermal dilatation curves of the tested steels in heating and at different cooling rates: ( a) 30 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 表 2 试验用钢的相变点 Table 2 Phase transformation point of tested steels 试验用钢 Ac1 Ac3 Fs Bs Bf Ms Mf 1# 681 793 — 513 369 368 262 2# 686 849 — 469 403 365 259 3# 699 863 632 528 417 388 269 综上所述，相变点是制订工艺路线和选择工作参 数的重要理论基础，试验中测得了试验钢相变点，据 此，试验制定了热轧终轧温度 900 ℃，卷取温度 650 ℃． 对分析试验钢组织转变也有一定的指导意义． 2. 2 显微组织 图 4 和图 5 为不同成分体系试验钢板热轧后的 显微组织． 可以看出，Si、Mn 元素对热轧板的显微 组织影响较大［12--13］，对于低 Si 高 Mn 的 1# 钢，在卷 取保温过程中，由于 Mn 的作用，稳定了奥氏体，抑 制了铁素体相变，在后续随炉冷的过程中，奥氏体转 变成了粒状贝氏体组织，且组织中可能有少量马氏 体存在［14］，如图4( a) 和5( a) 所示． 对于高 Si 高 Mn 的 2# 钢，与 1# 钢类似，模拟卷取的过程中，由于 Mn 稳定奥氏体作用，使奥氏体分解温度降低． 随后奥 氏体分解过程中，由于 Si 的作用，抑制了碳化物的 析出，在形成贝氏体的过程中，使部分固溶 C 向未 转变的奥氏体中扩散，增加了奥氏体的稳定性． 这 部分稳定奥氏体在随后冷却过程中，有的继续发生 相变，形成马氏体［15］，其透射照片如图 6( a) 所示， ·135·

·136 北京科技大学学报 第36卷 可以明显的看到成群的马氏体板条：有的则保留至 3"钢，由于Mn含量较低，奥氏体相对不稳定，在模 室温，形成亚稳奥氏体，其体形貌的透射照片如 拟卷取过程中，部分发生了块状铁素体相变，并在基 图6(b)所示，其衍射斑如图右上角，经标定为面心 体上保留大量无规则岛状奥氏体，在后续随炉冷却 立方结构.而1钢由于Si含量较低，析出大量碳化 过程中，大部分不稳定奥氏体发生相变，转变成贝氏 物，碳元素不能有效稳定奥氏体，而使奥氏体较快发 体和少量马氏体，但3和2钢的贝氏体形态有所不 生分解，导致组织比较粗大.而对于高Si低Mn的 同，少部分奥氏体保留到室温. b 20 um 20m L204m 图4不同试验钢板的热轧显微照片.(a)1:(b)2:(c)3 Fig.4 Microstructures of different tested steels after hot rolled:(a)1*;(b)2:(c)3* 图5不同试验钢板的热轧扫描电镜照片.(a)1*:(b)2:(c)3 Fig.5 SEM morphologies of different tested steels after hot rolled:(a)1*;(b)2*;(c)3* h 残余奥氏体 0.5 jm 图62"试验钢的透射图.(a)马氏体板条：(b)残余奥氏体 Fig.6 TEM micrographs of 2 tested steel:(a)martensite laths:(b)retained austenite 2.3力学性能 组织.如图所示，试验钢的工程应力一应变曲线 表3和图7分别为不同试验钢的力学性能对 没有明显的屈服平台.这是由于，对于1钢来 比和应力一应变曲线，力学性能主要取决于微观 说，扫描照片中看出组织中有大量的碳化物的析

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 可以明显的看到成群的马氏体板条; 有的则保留至 室温，形成亚稳奥氏体，其体形貌的透射照片如 图 6( b) 所示，其衍射斑如图右上角，经标定为面心 立方结构． 而 1# 钢由于 Si 含量较低，析出大量碳化 物，碳元素不能有效稳定奥氏体，而使奥氏体较快发 生分解，导致组织比较粗大． 而对于高 Si 低 Mn 的 3# 钢，由于 Mn 含量较低，奥氏体相对不稳定，在模 拟卷取过程中，部分发生了块状铁素体相变，并在基 体上保留大量无规则岛状奥氏体，在后续随炉冷却 过程中，大部分不稳定奥氏体发生相变，转变成贝氏 体和少量马氏体，但 3# 和 2# 钢的贝氏体形态有所不 同，少部分奥氏体保留到室温． 图 4 不同试验钢板的热轧显微照片． ( a) 1# ; ( b) 2# ; ( c) 3# Fig． 4 Microstructures of different tested steels after hot rolled: ( a) 1# ; ( b) 2# ; ( c) 3# 图 5 不同试验钢板的热轧扫描电镜照片． ( a) 1# ; ( b) 2# ; ( c) 3# Fig． 5 SEM morphologies of different tested steels after hot rolled: ( a) 1# ; ( b) 2# ; ( c) 3# 图 6 2# 试验钢的透射图． ( a) 马氏体板条; ( b) 残余奥氏体 Fig． 6 TEM micrographs of 2# tested steel: ( a) martensite laths; ( b) retained austenite 2. 3 力学性能 表 3 和图 7 分别为不同试验钢的力学性能对 比和应力--应变曲线，力学性能主要取决于微观 组织． 如图 所 示，试验钢的工程应力--应 变 曲 线 没有明显的屈服平台． 这 是 由 于，对 于 1 # 钢 来 说，扫描照片中看出组织中有大量的碳化物的析 ·136·

增刊1 赵征志等：Mn和Si对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 ·137· 出，以至于存在很少的固溶碳，无法对位错钉轧， 体相变的过程中，由于体积膨胀对周围组织挤压 进而没有明显屈服产生；对于2”钢和3"钢来说， 相当于进行了预变形，这种应变时效使试验钢不 显微组织中存在了一定量的马氏体，在发生马氏 会出现屈服点 表3不同试验用钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of different tested steels 试验用钢屈服强度/MP抗拉强度MPa总伸长率/%残余奥氏体体积分数/%残余奥氏体碳质量分数/屈强比强塑积/(GPa·%) 1# 621 890 14 2.54 1.41 0.70 12.46 778 1207 16 5.03 1.43 0.64 19.36 3# 535 937 17 2.44 1.38 0.57 15.90 1400 素体的存在，使得强度偏低，塑性和2钢相当. 1200 2 6000 (211)。 1000 5000 800 1 4000 600 200) 400 300 2000 200 (200 220) 1000 31 00 0.020.040.060.080.100.12 2 工程应变 0 1 40 50 60 70 80 90 100 图7不同试验用钢的应力一应变曲线 201 Fig.7 Stress-strain curves of different tested steels 图8试验钢X射线衍射图谱 Fig.8 XRD spectra of tested steels 从表3中可以看出，2钢的综合力学性能较好， 是因为首先，较细的显微组织极大地提高了试验钢 3讨论 的强度和韧性，其次，C、Si、Mn的固溶强化、贝氏体 和马氏体的组织强化等作用，使得钢板的抗拉强度 塑性形变的宏观表现是物体的外形或尺寸发生 达1200MPa以上，而且一定含量的残余奥氏体，使 了永久性的变化，在这个变化过程中，应力和应变的 试验钢拉伸变形时在应变诱导下发生马氏体相变， 关系己显著离开线性规律，摆脱了胡克定律的约束， 从而试验钢导致局部硬化以及体积膨胀，抑制了孔 而进入了一个新关系的领域，使得应力与应变的关 洞、裂纹的形成，延缓了微小裂纹的扩展，提高了延 系变得较为复杂，例如在拉伸试验时，只有在均匀形 伸率a,即提高了钢板的塑性，通过X射线衍射测 变条件下，才能近似的用公式σ=kε”表示，将该公 量不同试验钢中残余奥氏体体积分数，结果如表3 式两边取对数n=d(lno)/d(lns),用来描述变形过 所示，X射线衍射图谱如图8所示.通过式(2)计算 程中的加工硬化行为，其中σ为真应力，ε为真应 残余奥氏体中碳的质量分数·数据表明，2"成分试 变.当试样发生颈缩时，此时均匀真应变达到最大， 验钢残余奥氏体含量比1"和3”试验钢高出两倍多， 根据文献7]的计算结果，试样发生颈缩时均匀真 表现出了很好地TRP效应，最终使其总伸长率为 应变在数值上等于瞬时n值，通常情况下，材料的加 16%,且强塑积接近20GPa·%.而1"钢的抗拉强度 工硬化指数n值可以从no-lne曲线中得到，该曲 偏低，且总伸长率也较差，强塑积较低，这主要与钢 线的斜率即为瞬时n值. 板中的碳化物析出有关，碳化物逐渐长大成颗粒状， 图9为不同成分体系试验用钢的真应变一瞬时 在拉伸变形过程中，减弱了对位错的钉扎作用，导致 n值曲线，瞬时n值曲线与直线n=e的交点即为均 强度降低，而形成较多的碳化物同时减少了基体中 匀真应变，将此时的真应变换算成工程应变即为均 C、Si、Mn的固溶含量，减弱了固溶强化的效果，而且 匀伸长率.1"和2钢的瞬时n值随真应变变化趋势 由于后续随炉冷中，碳化物也成为了裂纹萌生的源 基本相同，随着真应变的增加，呈逐渐下降趋势.原 头，在塑性变形后期，提前断裂，使塑性也较差.3" 因是随着应变的增加，基体中可动位错密度增加，导 钢的Si含量较高，抑制了碳化物的析出，但由于铁 致变形阻力减小，加工硬化效果减弱，从而导致值

增刊 1 赵征志等: Mn 和 Si 对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 出，以至于存在很少的固溶碳，无法对位错钉轧， 进而没有明显屈服产生; 对于 2 # 钢和 3 # 钢来说， 显微组织中存在了一定量的马氏体，在发生马氏 体相变的过程中，由于体积膨胀对周围组织挤压 相当于进行了预变形，这种应变时效使试验钢不 会出现屈服点． 表 3 不同试验用钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of different tested steels 试验用钢 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 总伸长率/% 残余奥氏体体积分数/% 残余奥氏体碳质量分数/% 屈强比 强塑积/( GPa·% ) 1# 621 890 14 2. 54 1. 41 0. 70 12. 46 2# 778 1207 16 5. 03 1. 43 0. 64 19. 36 3# 535 937 17 2. 44 1. 38 0. 57 15. 90 图 7 不同试验用钢的应力--应变曲线 Fig． 7 Stress-strain curves of different tested steels 从表 3 中可以看出，2# 钢的综合力学性能较好， 是因为首先，较细的显微组织极大地提高了试验钢 的强度和韧性，其次，C、Si、Mn 的固溶强化、贝氏体 和马氏体的组织强化等作用，使得钢板的抗拉强度 达 1200 MPa 以上，而且一定含量的残余奥氏体，使 试验钢拉伸变形时在应变诱导下发生马氏体相变， 从而试验钢导致局部硬化以及体积膨胀，抑制了孔 洞、裂纹的形成，延缓了微小裂纹的扩展，提高了延 伸率［16］，即提高了钢板的塑性，通过 X 射线衍射测 量不同试验钢中残余奥氏体体积分数，结果如表 3 所示，X 射线衍射图谱如图 8 所示． 通过式( 2) 计算 残余奥氏体中碳的质量分数 . 数据表明，2# 成分试 验钢残余奥氏体含量比 1# 和 3# 试验钢高出两倍多， 表现出了很好地 TＲIP 效应，最终使其总伸长率为 16% ，且强塑积接近 20 GPa·% ． 而 1# 钢的抗拉强度 偏低，且总伸长率也较差，强塑积较低，这主要与钢 板中的碳化物析出有关，碳化物逐渐长大成颗粒状， 在拉伸变形过程中，减弱了对位错的钉扎作用，导致 强度降低，而形成较多的碳化物同时减少了基体中 C、Si、Mn 的固溶含量，减弱了固溶强化的效果，而且 由于后续随炉冷中，碳化物也成为了裂纹萌生的源 头，在塑性变形后期，提前断裂，使塑性也较差． 3# 钢的 Si 含量较高，抑制了碳化物的析出，但由于铁 素体的存在，使得强度偏低，塑性和 2# 钢相当． 图 8 试验钢 X 射线衍射图谱 Fig． 8 XＲD spectra of tested steels 3 讨论 塑性形变的宏观表现是物体的外形或尺寸发生 了永久性的变化，在这个变化过程中，应力和应变的 关系已显著离开线性规律，摆脱了胡克定律的约束， 而进入了一个新关系的领域，使得应力与应变的关 系变得较为复杂，例如在拉伸试验时，只有在均匀形 变条件下，才能近似的用公式 σ = kεn 表示，将该公 式两边取对数 n = d( lnσ) /d( lnε) ，用来描述变形过 程中的加工硬化行为，其中 σ 为真应力，ε 为真应 变． 当试样发生颈缩时，此时均匀真应变达到最大， 根据文献［17］的计算结果，试样发生颈缩时均匀真 应变在数值上等于瞬时 n 值，通常情况下，材料的加 工硬化指数 n 值可以从 lnσ － lnε 曲线中得到，该曲 线的斜率即为瞬时 n 值． 图 9 为不同成分体系试验用钢的真应变--瞬时 n 值曲线，瞬时 n 值曲线与直线 n = ε 的交点即为均 匀真应变，将此时的真应变换算成工程应变即为均 匀伸长率． 1# 和 2# 钢的瞬时 n 值随真应变变化趋势 基本相同，随着真应变的增加，呈逐渐下降趋势． 原 因是随着应变的增加，基体中可动位错密度增加，导 致变形阻力减小，加工硬化效果减弱，从而导致 n 值 ·137·