Mn- Cr- C系TWIP鋼的孿生演變及強化機制

王楊文 羅 強 孟 亮 王紅鴻

(武漢科技大學 高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢 430081)

孿生誘發塑性(twinning induced plasticity, TWIP)鋼因其超高強度、優良的塑性、高的應變硬化指數和無磁性，將是汽車、LNG運輸船和超導設備等行業極具競爭力的材料之一，是當今被廣泛關注和研究的第三代高性能材料[1- 2]。高錳(15%～35%，質量分數，下同)TWIP鋼在形變過程中產生形變孿晶，一方面，孿生將晶粒分割細化，產生“動態霍爾- 佩奇效應”(dynamical Hall- Petch effect)；同時，孿晶的產生使位錯平均自由程(mean free path, MFP)下降，進而提高鋼的抗拉強度。另一方面，形變過程中孿晶之間相互作用，使TWIP鋼產生多級變形，從而推遲頸縮的產生[3- 4]，提高斷后伸長率。研究表明孿生效應可使TWIP鋼的強塑積達到50 GPa·%以上。

高錳鋼的孿生行為主要受層錯能(stacking fault energy, SFE)的控制[5]。當層錯能在12～35 mJ/m2時，高錳鋼的變形機制以位錯滑移+形變孿晶為主[6]。層錯能大小主要受合金成分的影響，Al、Cu、C等元素可提高層錯能；Mn、Cr等元素降低層錯能；而Si等元素對層錯能的影響不明顯[7]。Benzing[1,8]等通過在Fe- Mn鋼中添加3%Al和3%Si，使其室溫層錯能為(21±3) mJ/m2，在TWIP效應下，鋼的屈服強度和抗拉強度分別為(350±30)和(700±50) MPa，斷后伸長率為(60±5)%。Liu等[9]和Lan等[10]在Fe- Mn系鋼中添加0.6%～1.2%C后，其層錯能達到(17±3) mJ/m2，變形機制以TWIP效應為主、TRIP(transformation- induced plasticity)效應為輔，屈服強度為(400±50) MPa，抗拉強度為(1 300±200) MPa，甚至可達到2 000 MPa，但斷后伸長率降低為(55±5)%。Cr元素也影響高錳鋼的層錯能，但目前有關Cr元素對TWIP鋼強度的影響及強化機制的研究尚未見報道。

本文設計了一種Mn- Cr- C系TWIP鋼，通過添加Mn和Cr、調整C含量優化鋼的層錯能進而調控孿晶。并與Mn- Al- Si系TWIP鋼進行對比，探討了不同程度拉伸變形過程中孿晶的演變及其TWIP強化效應，旨在為高性能高錳鋼的成分體系設計提供理論基礎與試驗依據。

1 試驗材料與方法

試驗采用厚度為20 mm的Mn- Cr- C系熱軋鋼板，其化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

拉伸試驗試樣尺寸為φ10 mm×100 mm，中間均勻段長60 mm，拉伸速率為4×10-4s-1，得到試驗鋼的工程應力- 工程應變曲線。

拉伸變形試驗采用全厚度試樣，長度為50 mm，厚度為20 mm，拉伸速率為4×10-4s-1，拉伸變形量分別為0、12.5%、25%和50%。

拉伸試樣經研磨、拋光后，采用成分為1 g FeCl3+3 mL鹽酸+12 mL水的腐蝕液腐蝕5 s，在蔡司MERLIN Compact場發射掃描電子顯微鏡下觀察試樣的顯微組織。采用電子背散射衍射(EBSD)技術觀察試樣拉伸變形過程中組織及織構的演變。電解拋光時間15～20 s，電壓24 V，電流1 A左右，電解拋光液成分為18 mL高氯酸+82 mL酒精。

采用島津XRD- 7000型X射線衍射儀(XRD)進行相組成分析，試樣尺寸為18 mm×18 mm×8 mm，試驗選用Co靶，工作電壓為40 kV，工作電流為30 mA。

2 結果和討論

2.1 拉伸性能

25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼[7]的工程應力- 工程應變曲線如圖1所示。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的屈服強度和抗拉強度分別為350和810 MPa，斷后伸長率為64.5%，強塑積為52 GPa·%；25Mn- 3Al- 3Si鋼的屈服強度和抗拉強度分別為358和700 MPa，斷后伸長率為57%。兩者的應力- 應變曲線在拉伸變形初期幾乎重合，應變大于0.12以后，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在相同應變下的應力均大于25Mn- 3Al- 3Si鋼，兩者的強度差距隨應變增大而增大。說明在相同試驗條件下，兩種鋼的屈服強度相近，但25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的抗拉強度和斷后伸長率明顯更高。

圖1 25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼[7]的工程應力- 工程應變曲線Fig.1 Engineering stress versus engineering strain for 25Mn- 4Cr- 0.5C and 25Mn- 3Al- 3Si[7] steels

2.2 層錯能(SFE)

高錳鋼的層錯能(SFE)[7,11]計算公式為：

SFE=2ρΔGγ→ε+2σγ/ε

(1)

式中：ρ是{111}面的摩爾面密度，ΔGγ→ε為奧氏體向ε- 馬氏體轉變的摩爾相變自由能，σγ/ε為奧氏體和ε- 馬氏體在{111}面的界面自由能。根據式(1)計算得出，室溫時25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼的層錯能分別為 (26.6±3)和(22.1±3) mJ/m2，數值相近；但在15～55 ℃溫度范圍內，相比25Mn- 3Al- 3Si鋼，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的層錯能隨溫度升高而增加的趨勢更明顯，如圖2所示。

圖2 25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼的層錯能Fig.2 Stacking fault energy of 25Mn- 4Cr- 0.5C and 25Mn- 3Al- 3Si steels

在15～35 ℃溫度范圍內，兩者的層錯能均為18～35 mJ/m2，推測其變形機制可能為“位錯滑移+形變孿生”。室溫時25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的層錯能受溫度影響更明顯，拉伸過程中鋼的溫度升高，形變孿晶和位錯滑移取代ε- 馬氏體相變成為主要的形變機制。從層錯能角度分析，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的變形機制以TWIP效應為主。

2.3 應變硬化指數

應變硬化指數n反映了金屬材料抵抗均勻塑型變形的能力，是表征金屬材料應變硬化行為的指標。采用式(2)計算25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的n值，并預測鋼在拉伸變形過程中的應變硬化行為：

(2)

式中ε1、σ1和ε2、σ2分別為兩個相鄰點的真應變和真應力。計算得到25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的應變硬化指數n值如圖1中插圖所示，除個別n值略超過0.6外，其他均低于0.6。根據文獻[4]，當n值小于0.6時以孿晶強化為主，因此，從應變硬化指數角度分析，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的變形機制以形變孿晶為主。

2.4 物相組成

不同變形量(0～50%)的25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的XRD圖譜如圖3(a)所示，均只觀察到了奧氏體相。考慮到變形過程中也可能形成ε- 馬氏體和α′- 馬氏體，但由于其尺寸非常小(<100 nm)，XRD難以檢測到，因此，采用TEM進一步觀察其細微結構，結果如圖3(b)所示，但也只觀察到了奧氏體和形變孿晶的衍射花樣。這說明25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在拉伸過程中沒有ε- 馬氏體和α′- 馬氏體產生，變形機制以TWIP效應為主，與前面的SFE分析和應變硬化指數計算結果一致。

圖3 不同變形量的25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的XRD圖譜(a)和TEM圖像(b)Fig.3 XRD patterns(a) and TEM image(b) of 25Mn- 4Cr- 0.5C steel with different deformation amounts

2.5 孿晶演變

熱軋態25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的SEM組織形貌如圖4所示，組織為奧氏體，部分晶粒內有貫穿整個晶粒的條狀退火孿晶[12]，平均晶粒直徑為22.1 μm。熱軋態25Mn- 3Al- 3Si鋼的組織同樣為奧氏體，平均晶粒直徑為21.0 μm[1]。

圖4 熱軋態25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的SEM圖像Fig.4 SEM image of the hot- rolled 25Mn- 4Cr- 0.5C steel

圖5為25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼在不同程度拉伸變形過程中孿晶的演變。對于25Mn- 4Cr- 0.5C鋼，變形量12.5%時只在少數晶粒中觀察到了形變孿晶，形變孿晶薄且稀疏，如圖5(a)所示；變形量25%時，晶粒發生明顯變形，大量變形晶粒內形成了形變孿晶，數量多而密集，如圖5(c)所示；變形量50%時，晶粒沿拉伸方向被明顯拉長，形變孿晶密集且交叉，且明顯增厚，如圖5(d)所示。對于25Mn- 3Al- 3Si鋼，在變形量為7%和20%時晶粒均無變形，只在少數晶粒中發現形變孿晶圖(5(b,d))，變形量62%時晶粒才明顯變形，但形變孿晶沒有交叉現象圖(5(f))。由2.2節可知，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼與25Mn- 3Al- 3Si鋼的室溫層錯能接近，但在拉伸變形過程中兩者的孿生行為有差別，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼更容易通過晶粒變形調整晶粒取向，孿晶數量多且交叉產生二次孿晶[13]，孿晶強化明顯，這可能是合金元素Cr及其與C的共同作用有利于孿生所致。

圖5 不同變形量25Mn- 4Cr- 0.5C鋼(a,c,e)和25Mn- 3Al- 3Si鋼(b,d,f)的顯微組織Fig.5 Microstructures of 25Mn- 4Cr- 0.5C (a,c,e) and 25Mn- 3Al- 3Si (b,d,f) steels with different deformation amounts

2.6 織構的演變

不同變形量的25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的{111}極圖如圖6所示，tD為拉伸方向，ND為軋面法向。從圖6可見，熱軋態25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的極圖斑點散漫無規律，在拉伸過程中通過晶粒變形和旋轉，逐漸產生了明顯的以旋轉黃銅織構{110}<111>為主的<111>//tD方向絲織構。施密特因子m表達式為：

圖6 不同變形量25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的{111}極圖Fig.6 Pole figures of {111} plane of 25Mn- 4Cr- 0.5C steel of different deformation amounts

m=cosφcosλ

(3)

式中：φ為外載荷與滑移面法線(或孿生面法線)的夾角；λ為外載荷與滑移方向(或孿生方向)的夾角。通過式(3)計算旋轉黃銅織構取向的{111}<110>滑移系和{111}<112>孿生系的施密特因子，分別為0.27和0.31，當孿生施密特因子大于滑移施密特因子時[14]，有利于孿晶產生。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在拉伸過程中隨著變形量的增大，逐漸形成了較強的旋轉黃銅織構，促進了形變孿晶的產生。

研究表明孿生的體積效應與織構演變密切相關[15]。變形量25%的25Mn- 4Cr- 0.5C鋼與變形量20%的25Mn- 3Al- 3Si鋼的變形程度雖然相近，但孿晶數量有明顯差異(圖5(c,d))。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的變形量大于25%時，產生了明顯的<111>//tD方向絲織構，從而促進了孿生的形成。

3 結論

(1) 25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的屈服強度為350 MPa，抗拉強度為810 MPa，斷后伸長率為64.5%，強塑積高達52 GPa·%。

(2)25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的室溫層錯能為(26.6±3) mJ/m2，應變硬化指數n值基本低于0.6。在拉伸過程中無馬氏體相產生，以TWIP效應為主要強化機制。

(3)變形量大于25%時，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼中存在明顯的<111>//tD方向絲織構，該織構有利于孿晶產生。變形量為50%時，孿晶相互交叉形成新的二次孿晶，是抗拉強度提高的主要原因。