Fe-Mn-C-Al系TWIP鋼拉伸過(guò)程中的加工硬化行為

彭 松,王榮吉,周 童,王志宇,毛 亮

(中南林業(yè)科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院,長(zhǎng)沙 410004)

0 引 言

先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(advanced high strength steel,AHSS)可以有效地減輕汽車結(jié)構(gòu)質(zhì)量,提升安全性能,是實(shí)現(xiàn)車體輕量化的有效途徑之一。孿生誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity,TWIP)鋼作為第二代AHSS代表性鋼種,具有低密度、高加工硬化率、高斷后伸長(zhǎng)率和高抗拉強(qiáng)度等特點(diǎn)[1-2],其強(qiáng)塑積遠(yuǎn)在傳統(tǒng)汽車用鋼之上,可以滿足汽車制造對(duì)于安全性與舒適性的需求。然而,第二代AHSS由于成本高、鑄造不良等問(wèn)題,目前僅應(yīng)用于具有復(fù)雜元素的車身[3]。深入研究其組織和性能對(duì)于認(rèn)識(shí)其力學(xué)行為微觀機(jī)制,進(jìn)一步提高其綜合性能以及盡快實(shí)現(xiàn)工業(yè)化廣泛應(yīng)用具有重要意義。王楊文等[4]研究發(fā)現(xiàn),TWIP鋼的形變孿晶數(shù)量隨著拉伸變形量的增加而增多。張哲峰等[5]研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)拉伸變形量為5%左右時(shí),Fe-18Mn-0.6C系TWIP鋼部分晶粒中出現(xiàn)了少量孿晶,且隨著變形量的增加,一次孿晶開始大量形成并促進(jìn)了加工硬化,變形量繼續(xù)增加還會(huì)促使多系孿晶形成,加工硬化率也進(jìn)一步提高。許立雄等[6]研究發(fā)現(xiàn),Fe-Mn-Al系TWIP鋼在拉伸變形量低于36%時(shí)的塑性變形機(jī)制主要是位錯(cuò)滑移,當(dāng)變形量超過(guò)36%后,奧氏體中開始產(chǎn)生形變孿晶,并且形變孿晶隨著變形量的增加而增多。目前,研究多集中于晶粒內(nèi)部結(jié)構(gòu)在變形過(guò)程中的變化,而對(duì)不同變形量下TWIP鋼塑性變形機(jī)制、拉伸變形行為微觀機(jī)理及加工硬化機(jī)制的研究仍有欠缺。為此,作者研究了Fe-Mn-C-Al系TWIP鋼在不同拉伸變形量(1.5%,4.0%,39.0%,47.0%,52.0%,62.0%)下的塑性變形機(jī)制,分析了其顯微組織演變和加工硬化行為,以期為提高TWIP鋼的綜合性能,擴(kuò)展其工業(yè)化應(yīng)用范圍提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為Fe-Mn-C-Al系TWIP鋼冷軋板,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為16.3Mn,1.35C,1.22Al,0.091 3Cr,0.090 6Si,0.024 4Ni,0.012 8Mo,余Fe。根據(jù)GB/T 228.1—2010,采用線切割沿軋制方向制取如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,在863 ℃下保溫26 min進(jìn)行退火處理,爐冷至室溫。采用SHA4206型微機(jī)控制電液伺服萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫單向拉伸試驗(yàn),拉伸速度為5 mm·min-1,拉伸變形量分別為1.5%,4.0%,39.0%,47.0%,52.0%,62.0%。采用線切割法平行于軋制方向在拉伸前后試樣標(biāo)距區(qū)切取截面尺寸為10 mm×10 mm的金相試樣,經(jīng)磨拋和體積分?jǐn)?shù)為5%的硝酸乙醇溶液腐蝕、吹干后,采用徠卡DM400M型正置光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織,采用FEI Quanta 250 FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察截面微觀形貌和拉伸斷口微觀形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可見(jiàn),試驗(yàn)鋼拉伸前后顯微組織均由奧氏體組成,拉伸前試驗(yàn)鋼的晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了生長(zhǎng)不完全的中止型退火孿晶(箭頭所指),拉伸斷裂后試驗(yàn)鋼中的退火孿晶消失。這說(shuō)明在拉伸過(guò)程中退火孿晶參與了變形。

圖2 拉伸前和拉伸斷裂后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of test steel before tension (a) and after tension fracture (b)

由圖3可見(jiàn),試驗(yàn)鋼的奧氏體晶粒隨拉伸變形量增加逐漸拉長(zhǎng),當(dāng)變形量達(dá)到4.0%,晶粒內(nèi)部開始出現(xiàn)形變孿晶且孿晶分布密度隨變形量增大而提高,這使得大部分晶粒被孿晶界分割而發(fā)生細(xì)化;當(dāng)變形量為52.0%時(shí),出現(xiàn)孿晶交叉生長(zhǎng),形成有助于提高材料強(qiáng)度和塑性的網(wǎng)格狀組織,此外大應(yīng)變下位錯(cuò)在孿晶內(nèi)切割基體,產(chǎn)生的次生孿晶對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)可以起到一定的阻礙作用,從而提高了材料的強(qiáng)度。孿晶之間的相互作用和位錯(cuò)集聚是試驗(yàn)鋼中多孿晶組織形成的主要機(jī)制,其形成不僅能夠提高材料強(qiáng)度和塑性,還能夠促進(jìn)晶粒細(xì)化。

圖3 不同變形量拉伸后試驗(yàn)鋼截面微觀形貌Fig.3 Micromorphology of cross-section of test steel after tension with different deformation amounts: (a-f) at low magnification and (g-l) at high magnification

此外,在變形開始階段(變形量為1.5%時(shí)),奧氏體晶粒內(nèi)部無(wú)形變孿晶,處于屈服階段,變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移,與文獻(xiàn)[7]結(jié)論相符;隨著變形量進(jìn)一步增加,孿晶開始形成,晶粒細(xì)化,試驗(yàn)鋼發(fā)生顯明的加工硬化。孿生一般出現(xiàn)在切應(yīng)力集中區(qū)域,變形量為1.5%時(shí)沒(méi)有足夠應(yīng)力產(chǎn)生孿生,當(dāng)變形量達(dá)到4.0%時(shí)個(gè)別晶粒內(nèi)部才開始出現(xiàn)少量形變孿晶,當(dāng)變形量為39.0%,47.0%時(shí)形變孿晶密度提高,此時(shí)變形機(jī)制為孿生和位錯(cuò)共同作用;當(dāng)變形量為52.0%時(shí),試樣中出現(xiàn)少量孔洞,當(dāng)變形量為62.0%時(shí),孔洞數(shù)量明顯增多,形變孿晶與位錯(cuò)的相互作用使微孔形核于孿晶界處并于此處出現(xiàn)應(yīng)力集中,隨后微孔聚合形成裂紋,最終導(dǎo)致試樣發(fā)生斷裂。

由圖4可見(jiàn),試驗(yàn)鋼拉伸斷口剪切唇由大量細(xì)小且均勻的韌窩組成,出現(xiàn)少量撕裂的邊緣,這是一種典型的韌性斷裂模式。

圖4 試驗(yàn)鋼拉伸斷口剪切唇的微觀形貌Fig.4 Micromorphology of shear lip on tensile fracture of test steel

2.2 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

由圖5可知,試驗(yàn)鋼的彈性變形階段十分短暫,無(wú)明顯的屈服平臺(tái),且由于試驗(yàn)鋼滑移系較多,可動(dòng)位錯(cuò)密度較高,發(fā)生屈服后并無(wú)明顯的物理屈服點(diǎn),在彈性變形階段,真應(yīng)力隨真應(yīng)變的提高迅速提升,說(shuō)明晶體內(nèi)僅存在單一的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。在屈服之后的塑性變形階段存在非常長(zhǎng)的加工硬化過(guò)程,真應(yīng)力隨真應(yīng)變?cè)龃蟪示€性增大,這是由于孿晶形成后與位錯(cuò)的相互作用使試驗(yàn)鋼變形較為均勻,且隨著應(yīng)變?cè)黾?試驗(yàn)鋼組織中形變孿晶數(shù)量增加,分割?yuàn)W氏體基體使晶粒尺寸變小,晶界數(shù)量增多,從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),形成動(dòng)態(tài)Hall-Petch效應(yīng)(即TWIP效應(yīng)),使材料具有良好的塑性和應(yīng)變硬化能力,提升了鋼的強(qiáng)度;當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.46時(shí)曲線出現(xiàn)鋸齒形波動(dòng),這是因?yàn)榇藭r(shí)位錯(cuò)在孿晶界處聚集導(dǎo)致應(yīng)力集中,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到臨界值時(shí),形變孿晶開始形核,而孿晶生長(zhǎng)所需應(yīng)力小于形核所需應(yīng)力,所以在曲線上呈現(xiàn)出鋸齒狀波動(dòng),此階段的主要變形機(jī)制為孿生;并且,鋸齒狀波動(dòng)隨應(yīng)變?cè)黾釉絹?lái)越明顯,表明試驗(yàn)鋼中存在動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效(dynamic strain aging,DSA) 現(xiàn)象,DSA現(xiàn)象是由碳原子釘扎在部分位錯(cuò)上導(dǎo)致的。位錯(cuò)釘扎可以擴(kuò)展層錯(cuò)并協(xié)助孿晶形核,而隨著應(yīng)變進(jìn)一步增加,位錯(cuò)將突破釘扎的原子團(tuán),使得塑性變形繼續(xù)進(jìn)行[8]。試驗(yàn)鋼在斷裂前應(yīng)力迅速下降隨即斷裂。

圖5 試驗(yàn)鋼的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.5 True stress-true strain curve of test steel

試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、強(qiáng)塑積分別為350 MPa,882.76 MPa,57 000 MPa·%,高強(qiáng)塑積說(shuō)明此類鋼的塑性較好,成形能力強(qiáng)。此外,試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比在0.4之下,與米振莉等[9-11]的研究結(jié)果相似,表明該鋼的抵抗變形能力強(qiáng),加工性能和安全性能較好。

2.3 加工硬化行為

由圖6可知:在變形初始階段,加工硬化率隨真應(yīng)變的增加急劇下降,這是由于變形開始的試驗(yàn)鋼中位錯(cuò)滑移阻力較小,且應(yīng)變較低使得孿晶難以形成,此時(shí)加工硬化機(jī)制以位錯(cuò)強(qiáng)化為主;當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.11～0.42時(shí),加工硬化率逐漸增加,這開始主要?dú)w因于形變孿晶形成引起TWIP效應(yīng)[12],使晶粒內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的平均自由程縮短,隨后隨著孿晶體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加,TWIP效應(yīng)對(duì)硬化的貢獻(xiàn)逐漸減小,但大量的孿晶界會(huì)阻礙位錯(cuò)滑移,形成位錯(cuò)塞積,從而繼續(xù)促使加工硬化率提高[13],加工硬化機(jī)制開始變?yōu)閷\晶強(qiáng)化;當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.42～0.52時(shí),加工硬化率又出現(xiàn)一個(gè)微小的上升趨勢(shì),并達(dá)到峰值,與文獻(xiàn)[14-15]研究結(jié)果相似,此階段的上升是由于孿晶生成速度急劇提升而加劇了孿晶和位錯(cuò)滑移的相互作用,從而發(fā)生了連續(xù)加工硬化;當(dāng)真應(yīng)變大于0.52時(shí),由于在已經(jīng)應(yīng)變硬化的晶粒中產(chǎn)生孿晶比較困難,孿晶數(shù)量基本趨于飽和,并且試樣中開始出現(xiàn)孔洞,因此加工硬化率呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。總的來(lái)看,整個(gè)拉伸過(guò)程中,試樣始終保持著較高的加工硬化率。

圖6 試驗(yàn)鋼的加工硬化率曲線Fig.6 Work hardening rate curve of test steel

真應(yīng)力-真應(yīng)變關(guān)系[8]如下:

σ=Kεn

(1)

式中:σ為真應(yīng)力;ε為真應(yīng)變;K為強(qiáng)度系數(shù);n為加工硬化指數(shù)。

對(duì)式(1)取對(duì)數(shù)可得

lnσ=lnK+nlnε

(2)

對(duì)式(2)變形可得

n=dlnσ/dlnε

(3)

繪制lnσ-lnε曲線并進(jìn)行求導(dǎo),即可得不同真應(yīng)變對(duì)應(yīng)的加工硬化指數(shù),如圖7所示。n與材料的塑性變形行為和斷裂行為均有密切聯(lián)系,是分析材料斷裂過(guò)程和評(píng)價(jià)材料力學(xué)性能的重要參數(shù)。通常,n值越大說(shuō)明鋼在頸縮前越容易發(fā)生均勻變形,其抵抗頸縮的能力也就越強(qiáng),材料的成形性能就越好。由圖7可見(jiàn),當(dāng)真應(yīng)變不大于0.55時(shí),n值隨著真應(yīng)變的增加而增加,當(dāng)真應(yīng)變超過(guò)0.55時(shí)開始減小,這說(shuō)明其真應(yīng)力-真應(yīng)變關(guān)系不遵循Hollomon規(guī)律。在拉伸過(guò)程中,n值從0.2左右增長(zhǎng)至0.6～0.8,不同階段材料n值變化趨勢(shì)不同,與加工硬化率曲線對(duì)應(yīng)也可分為四個(gè)階段,這也就意味著在不同的變形階段,其強(qiáng)化機(jī)制也會(huì)有較大的差別。

圖7 試驗(yàn)鋼的加工硬化指數(shù)曲線Fig.7 Work hardening exponent curve of test steel

3 結(jié) 論

(1) Fe-Mn-C-Al系TWIP鋼退火后組織為單一奧氏體。經(jīng)變形量為1.5%拉伸變形后,奧氏體晶粒內(nèi)部無(wú)形變孿晶,變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移;隨變形量由4.0%增加至47.0%,試驗(yàn)鋼中開始出現(xiàn)形變孿晶,且密度不斷提高,變形機(jī)制為孿生和位錯(cuò)共同作用;當(dāng)變形量為52.0%時(shí),孿晶界處出現(xiàn)孔洞,其數(shù)量隨變形量進(jìn)一步提高而增多,并聚合形成裂紋使材料斷裂。試驗(yàn)鋼拉伸斷口剪切唇由大量細(xì)小且均勻的韌窩組成,屬典型韌性斷裂。

(2) 試驗(yàn)鋼彈性變形階段短暫,無(wú)明顯的屈服平臺(tái)和物理屈服點(diǎn);塑性變形階段存在長(zhǎng)加工硬化過(guò)程,當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.46及以上時(shí)產(chǎn)生大量形變孿晶,位錯(cuò)在孿晶界處聚集導(dǎo)致應(yīng)力集中,真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線出現(xiàn)鋸齒形波動(dòng),此時(shí)變形機(jī)制為孿生。

(3) 試驗(yàn)鋼加工硬化率隨真應(yīng)變?cè)黾酉燃眲∠陆?加工硬化機(jī)制以位錯(cuò)強(qiáng)化為主;隨著真應(yīng)變進(jìn)一步增加,加工硬化率增大,在應(yīng)變?yōu)?.55時(shí)達(dá)到峰值,后趨于平緩,加工硬化機(jī)制主要為孿晶強(qiáng)化。