高錳 TRIP/T W IP鋼變形行為的研究進展

丁 樺,楊 平

(1.東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院,沈陽 110819;2.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,北京 100083)

高錳 TRIP/T W IP鋼變形行為的研究進展

丁 樺1,楊 平2

(1.東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院,沈陽 110819;2.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,北京 100083)

高強度高塑性是汽車用鋼發(fā)展的主要趨勢.Fe-Mn-Al-Si系 TR IP/T W IP鋼、Fe-Mn-C系T W IP鋼和 Fe-Mn-Al-C鋼具有高的強度、優(yōu)良的塑性和成形性,為新一代汽車材料.近年來,這些奧氏體汽車用鋼的研究與開發(fā)受到了高度重視.本文對高錳 TR IP/T W IP鋼的組織性能、晶體學(xué)行為、強韌化機制、應(yīng)變硬化行為和高速變形方面的研究工作進行了綜述.

高錳鋼;TR IP效應(yīng);T W IP效應(yīng);層錯能;組織演變;力學(xué)性能

汽車輕量化是汽車發(fā)展的主要方向,而減輕車身材料的質(zhì)量是減輕車重的有效途徑.因此,許多鋼鐵企業(yè)競相研發(fā)和采用先進高強鋼,如 TR IP鋼、DP鋼、T W IP鋼和馬氏體鋼等.

近年來,高錳 TR IP/T W IP鋼一直是高強鋼研究中的一個熱點[1,2].Grassel和 Frommeyer等研究者發(fā)表的 Fe-(15-30Mn)-3Al-3Si鋼系統(tǒng)的研究結(jié)果[3～5]表明:隨著 Mn含量的不同,高錳鋼可分為具有相變誘發(fā)塑性的高錳 TR IP(Transfor mation Induced Plasticity)鋼和孿晶誘發(fā)塑性的 T W IP(Twinning Induced Plasticity)鋼.高錳 TR IP/T W IP鋼具有高的強度和延伸率、較低的屈強比及良好的成形性能,并具有很強的能量吸收能力,在汽車輕量化的進程中具有競爭力.

1 高錳鋼與層錯能

層錯能是了解高錳鋼組織與性能之間關(guān)系的一個關(guān)鍵性參數(shù).層錯能通過滑移模式、形變孿晶和馬氏體相變顯著影響材料的強度、韌性及斷裂,因此關(guān)于層錯能的認識在解釋高錳鋼變形特性和力學(xué)行為方面十分重要[6].層錯能并非常數(shù),它受成分和溫度等因素的影響[7].

高錳鋼的變形機制根據(jù)堆垛層錯能 (Stack Fault Energy,SFE)和相變的吉布斯自由能 (ΔG)不同,可分為馬氏體相變、應(yīng)變誘發(fā)相變 (TR IP效應(yīng))、應(yīng)變誘發(fā)孿晶 (T W IP效應(yīng))和位錯滑移.研究表明[5],SFE≤20 mJ/m2時,易產(chǎn)生形變誘發(fā)馬氏體,即相變誘發(fā)塑性,發(fā)生 TR IP效應(yīng);而當SFE≈25 mJ/m2時,高錳鋼優(yōu)先形成孿晶而不發(fā)生馬氏體相變,稱為孿生誘發(fā)塑性,即 T W IP效應(yīng).但是,僅考慮層錯能是不夠的,因為難以解釋為何層錯能值相差不大,變形機制卻不相同.更為詳細的描述是同時考慮奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的自由能 ,即 ΔGγ→ε.當 ΔGγ→ε為 115～250 mJ/m2,層錯能為 25 mJ/m2時,形變孿生優(yōu)先發(fā)生.Allain等[8～10]構(gòu)建了相關(guān)的模型對高錳奧氏體鋼的孿生誘發(fā)塑性進行了分析.他們的研究結(jié)果表明:在一定范圍內(nèi)增大 SFE,會導(dǎo)致變形機制由形變誘發(fā)馬氏體相變向形變誘發(fā)孿晶轉(zhuǎn)變.

圖1 不同合金成分和溫度下高錳鋼變形機制隨層錯能的轉(zhuǎn)變圖1)Fig.1 Stacking fault energy for transition be tween different defor m ation m echanism s in dependence of temperature and chem ical composition1)

圖1為奧氏體鋼的變形機制與鋼的合金元素含量及溫度關(guān)系的示意圖 1.圖中示出,隨著提高層錯能的合金化元素 (C,Mn,Al等)的增加和溫度的升高,高錳鋼的變形機制從 TR IP效應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)?T W IP效應(yīng),最后變?yōu)橐晕诲e滑移為主的機制.從圖中可以得出層錯能是影響實驗鋼變形機制的決定性因素.需要指出的是該圖只是示意圖,圖中變形機制的轉(zhuǎn)變不一定能用直線描述.

2 TR IP/TW IP鋼的組織性能

第一類高錳 TR IP/T W IP鋼為 Fe-Mn-Al-Si系,關(guān)于該系鋼的研究工作很多,包括合金成分、變形條件和熱處理工藝等對鋼的微觀組織、力學(xué)性能和成形性能的影響等[3～5,11～17].典型成分(質(zhì)量分數(shù) /%)為 Fe-25Mn-3Al-3Si的鋼經(jīng)組織調(diào)整后為全奧氏體組織,在變形過程中只發(fā)生 T W IP效應(yīng),室溫下具有中等的抗拉強度和極優(yōu)的塑性 (延伸率大于 80%),其強塑積約為50 GPa%.研究表明[3],根據(jù)力學(xué)性能和組織演變可將變形溫度分為三個區(qū)間:當溫度在 200～400℃時,滑移是主要的變形機制;而在 20～200℃,隨著溫度的降低,形變誘發(fā)孿生增加,鋼的塑性增加;當溫度低于 20℃,形變誘發(fā)孿生的速率加快,在變形早期即完成,實驗鋼的延伸率隨著溫度的降低而減少.在一定的Mn含量的范圍內(nèi),TR IP效應(yīng)和 T W IP效應(yīng)共存,這類合金兼具較高的強度和良好的塑性,如 Fe-18.8Mn-3Al-3Si合金的抗拉強度和塑性分別為 700 MPa和40%[15];Fe-23.8Mn-3Si-3Al合金的抗拉強度和塑性分別為 600 MPa和 70%[16,17].

第二類 T W IP鋼為 Fe-Mn-C系[8～10,18～21],在這類合金中奧氏體是穩(wěn)定的,不發(fā)生馬氏體相變,因此只發(fā)生 T W IP效應(yīng).典型成分為Fe-23Mn-0.6C的鋼的抗拉強度為 1000 MPa,塑性大于 70%[20].文獻 [8]建立了 T W IP鋼中孿生誘發(fā)塑性的物理模型,用該模型描述了層錯能較低 (20 mJ/m2)的 Fe-22Mn-0.6C鋼的力學(xué)特性和組織特征,闡明了不同尺度下孿晶的形成,定量描述了孿生與位錯的相互作用,模擬結(jié)果可預(yù)測孿晶厚度和孿晶周圍的應(yīng)力場.Fe-Mn-C系T W IP鋼的含碳量較高,在變形時會出現(xiàn)動態(tài)應(yīng)變時效 (Dynamic Strain Aging,DSA),這類合金的組織表征近來受到了研究者的關(guān)注[20,21].

Frommeyer等研究者對高強 Fe-(18～28)Mn-(9～12)Al-(0.7～1.2)C鋼進行了研究[22].實驗鋼室溫時強度為 700～1 100 MPa,塑性優(yōu)良 (～60%).由于 Al的大量添加,Fe-Mn-Al-C鋼的層錯能很高 (～110 mJ/m2),在變形時既不發(fā)生馬氏體相變,也不發(fā)生機械孿生,而是出現(xiàn)大量均勻的剪切帶.研究者認為均勻的剪切變形對總的塑性有重要的貢獻,被稱為剪切帶誘發(fā)塑性 (Shear Band Induced Plasticity),簡稱 SIP效應(yīng).這種鋼的另一特點是在奧氏體基體上均勻分布著納米級碳化物,它們間距很小,并與奧氏體基體共格.同時在鋼中還有 5%～15%的鐵素體.有SIP效應(yīng)的高強 Fe-Mn-Al-C鋼具有優(yōu)良的成形性和抗碰撞性能,且密度僅為 6.5～7 g/cm3,減重效果好,是一類很有潛力的材料,可為汽車材料的減重降耗提供一種新的選擇.但是,在 Fe-Al-Mn-C鋼變形行為方面的研究尚不夠深入.

考慮到 T W IP鋼中高的Mn含量會導(dǎo)致澆注性差、高溫氧化和邊裂等缺陷,Lee等[23]在對奧氏體基體層錯能及其穩(wěn)定性等進行計算的基礎(chǔ)上,設(shè)計了變形過程中僅發(fā)生 T W IP效應(yīng)的、且Mn含量相對低的 T W IP鋼,典型成分為 Fe-18Mn-0.6C-1.5Al、Fe-15Mn-0.6C-2Cr-0.21N和 Fe-12Mn-0.9C-2Si.T W IP鋼的抗拉強度為1 000～1 150 MPa,延伸率為 45%～60%.在合金元素 (Cr、N、Al、Nb、Ti、Si等 )對 T W IP鋼性能的影響、高溫變形行為、高速變形行為、孿晶的形成機制 (主要是原位觀察方面)、沖壓性能以及氫對斷裂的影響等方面已開展了一系列的研究工作.

3 TR IP/TW IP鋼的晶體學(xué)行為

晶體學(xué)主要包含兩方面,一是形變過程的宏觀織構(gòu)演變,二是形變 /相變機制的微觀不均勻性或稱取向依賴性.對 T W IP效應(yīng)伴隨的織構(gòu)演變已有較多的研究.因沒有相變,T W IP鋼在變形時形成典型的低層錯能 FCC金屬形變織構(gòu),即與黃銅、銀等金屬的形變織構(gòu)相同.軋制時形成黃銅型{110} <>織構(gòu),同時含高斯織構(gòu){110}<001>和 S織構(gòu){123}<>[19,24,25].單向拉伸時形成以 <111>為主、<100>為輔的線織構(gòu),壓縮時形成 <110>線織構(gòu)[26].對取向依賴性方面的研究相對少一些.由于晶粒取向不同,滑移及孿生的傾向會有差異.不論形變量多大,總會存在含有大量形變孿晶的晶粒和一些很少有孿晶(均為全位錯滑移)的晶粒.對 T W IP鋼拉伸和壓縮織構(gòu)的分析表明[26]:拉伸時,形成強 <111>和弱的 <100>織構(gòu),后者內(nèi)部很少有孿晶.壓縮時形成 <110>織構(gòu),但只有壓縮初期的 <100>取向晶粒內(nèi)才有大量孿晶,<110>和 <111>取向晶粒內(nèi)難以形成孿晶.因此大變形量時,<110>取向晶粒內(nèi)的彎曲孿晶其實都是原始 <100>或其他取向晶粒轉(zhuǎn)過來的.原始的 <110>晶粒內(nèi)并不易形成孿晶.拉斷后主要為強 <111>線織構(gòu)及其孿生產(chǎn)生的弱織構(gòu);孿生弱化了 <111>織構(gòu),同時也減弱了 <100>線織構(gòu),使原來較弱的<100>織構(gòu)變?yōu)?<100>附近的孿晶取向.

計算表明(圖 2),拉伸時滑移導(dǎo)致的晶粒取向轉(zhuǎn)動形成穩(wěn)定的 <111>,也是孿生易出現(xiàn)的取向;而壓縮時,晶粒取向?qū)⒈畴x孿晶變體最多 (8個)的 <001>取向.滑移造成的晶粒取向轉(zhuǎn)動的穩(wěn)定取向 <101>不是孿生有利的取向,即多晶體拉伸及壓縮時孿晶量及應(yīng)變硬化行為應(yīng)不同.同時,計算還表明,只要發(fā)生孿生,取向一定轉(zhuǎn)到滑移有利的區(qū)域,即孿晶帶內(nèi)滑移是主要的,很難再發(fā)生孿晶.

圖2 拉伸和壓縮中形變孿生引起的取向變化[26]Fig.2 Tw inning induced changes in orientation in tens ion and in compression[26]

對于高錳 TR IP鋼變形過程中的織構(gòu),一般認為相變會弱化織構(gòu),即不論是擴散型相變還是切變型相變,相變產(chǎn)物中會存在多種變體,母相與新相的對稱性越高,變體的數(shù)目越多,產(chǎn)物中相變織構(gòu)越弱.如 FCC變?yōu)?BCC結(jié)構(gòu)時,一個奧氏體晶粒內(nèi)可形成 24個馬氏體變體,因此相變產(chǎn)物的織構(gòu)較弱.但實際相變中奧氏體的取向并不會是隨機分布的,再結(jié)晶的奧氏體常為立方取向,轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體或馬氏體后常形成旋轉(zhuǎn)立方取向;而形變的黃銅或高斯取向奧氏體常轉(zhuǎn)變?yōu)閧111}<>或 {112}<110>鐵素體或馬氏體織構(gòu)[27].形變組織中的位錯對相變時的變體選擇起一定作用.在產(chǎn)生 TR IP效應(yīng)的過程中,外力作用下會出現(xiàn)更顯著的變體選擇,高錳鋼 TR IP產(chǎn)生的馬氏體也會出現(xiàn)形變織構(gòu).在壓縮或軋制條件下 (而不是拉伸),織構(gòu)會更強.高錳 TR IP鋼的織構(gòu)應(yīng)是相變織構(gòu)與形變織構(gòu)的組合.Gey等用 X射線法測出了相變織構(gòu)[28].

TR IP過程的相變織構(gòu)指不同形變量下新形成的馬氏體中存在取向擇優(yōu)的現(xiàn)象,而 TR IP鋼的形變織構(gòu)指早期形成的馬氏體在形變過程中出現(xiàn)取向轉(zhuǎn)動并穩(wěn)定在相應(yīng)形變條件下的穩(wěn)定取向附近的擇優(yōu)過程.實際上,不太容易嚴格區(qū)分兩類織構(gòu).但因馬氏體在不到 10%的形變量下就可形成,而高錳 TR IP鋼即使在拉伸時也有 40%以上的延伸率,且奧氏體內(nèi)滑移過多,晶體缺陷過多后,會阻礙切變型馬氏體的形成 (機械穩(wěn)定化).因此,馬氏體必然會經(jīng)歷形變過程,其標志應(yīng)該是同一馬氏體變體內(nèi)取向差增大,馬氏體與奧氏體的取向關(guān)系更加偏離 K-S關(guān)系.可檢測到形變時不同取向奧氏體內(nèi)相變速度不同[29～32].

圖3 高錳鋼壓縮 30%后主要相的織構(gòu)[33]Fig.3 Textures of 18Mn steel(a)and 22Mn steel

圖3示出了不同成分 (質(zhì)量分數(shù) /%)高錳鋼壓縮 30%后主要相的織構(gòu)[33].圖 3a為低碳 Fe-18Mn-3Si-2Al鋼壓縮 30%后α’-M的織構(gòu) (此樣品形變前就有一定量的馬氏體,形變后奧氏體幾乎全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體);圖 3b為 Fe-22Mn-3Si-2Al壓縮 30%后奧氏體的織構(gòu) (該樣品此時主要為奧氏體及六方馬氏體,BCC馬氏體占少數(shù)).可見,α’-M主要為強 <100>和弱 <111>織構(gòu),而奧氏體主要為 <110>織構(gòu)及其孿晶取向<112>弱織構(gòu).由其他取向的奧氏體由于形變轉(zhuǎn)動到 <110>取向后因缺陷的增多而阻礙相變.

4 TR IP/TW IP鋼的強韌化機制

高錳 TR IP/T W IP鋼屈服后強度隨應(yīng)變的增加快速上升,應(yīng)變硬化率較高,同時維持較長段的均勻變形.高強塑性高錳鋼這種均勻變形特征是由其變形強化機制決定的.

高錳 TR IP/T W IP鋼的強化機制主要有以下幾種:

4.1“低堆垛層錯能”強化機制

室溫下高錳鋼的組織為面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體,奧氏體中的層錯能很低.面心立方晶體中能量最低的全位錯是處在{111}面上的單位位錯,很容易形成擴展位錯.不全位錯難以束集,從而無法進行交滑移,只能被限制在原滑移平面內(nèi)運動,導(dǎo)致高錳鋼具有高的加工硬化率.不斷積蓄的能量也進一步促進了形變孿晶的產(chǎn)生.

4.2“動態(tài) Hall-Petch”機制

退火孿晶的寬度與晶粒尺寸相近,因此只能提供有限的孿晶界面,退火孿晶對實驗鋼力學(xué)性能的貢獻僅僅是細化基體晶粒的作用.由于一般的高錳 T W IP鋼原始奧氏體晶粒尺寸較大,退火孿晶的寬度也較寬,實驗鋼的屈服強度一般并不是很高[17,34].且退火孿晶界面在變形過程中是穩(wěn)定的,不能再生.在變形過程中,變形誘發(fā)了大量的形變孿晶,形變孿晶均勻分布于整個試樣中,其寬度遠遠小于退火孿晶,為高應(yīng)變區(qū)提供了足夠的界面,對位錯的進一步運動構(gòu)成了障礙,極大地提高了塑性形變的阻力,使流變應(yīng)力增加.同時,多個孿晶系統(tǒng)的開動,進一步提高了對位錯運動的阻力.在高錳鋼的變形過程中,形變孿晶的形成是一個連續(xù)的過程,因此會不斷形成新的界面,阻礙位錯的運動,使流變應(yīng)力不斷增加,使實驗鋼獲得較高的抗拉強度.由于形變孿晶的產(chǎn)生量是逐漸增加的,不斷出現(xiàn)的孿晶將晶粒細化起到了一個“動態(tài)”的 Hall-Petch效應(yīng).

4.3 原子團及沉淀相的作用.

在 Fe-Mn-C系 T W IP鋼中,存在著大量間隙固溶的 C原子.由于 C原子與Mn原子間的交互作用要大于 Fe原子與 C原子間的交互作用,很容易形成Mn-C原子團,其形成使晶格對位錯的滑移產(chǎn)生更大的抗力,起到強化作用[35,36].在Fe-Mn-Al-C系高錳鋼中,會形成納米級的κ粒子 ((Fe,Mn)3AlCx),這種粒子也會明顯提高鋼的強度[22].

許多文獻的研究結(jié)果表明[4,14,16],隨著Mn含量的增加,Fe-Mn-Al-Si鋼的強度下降,塑性提高.這是因為Mn含量的增加使合金的層錯能升高,T W IP效應(yīng)逐漸變?yōu)橹饕臋C制,此時固溶強化機制已退居次要地位.文獻[12]的研究結(jié)果表明在 Fe-Mn-Al-Si系高錳鋼中添加微量的Nb,由于 Nb的添加使合金的層錯能升高,強度明顯下降,Lee等研究了 Nb和 Ti對 Fe-18Mn-0.6CT W IP鋼組織和性能的影響.結(jié)果表明:當Nb的質(zhì)量分數(shù)從 0.05%增至 0.1%時,實驗鋼的抗拉強度和屈服強度分別提高了 110 MPa和 300 MPa,斷后延伸率從 58%降至 40%.隨著 Ti含量的增加,實驗鋼的強度也有所提高,塑性呈下降趨勢[23].這些結(jié)果與文獻 [12]中的規(guī)律不一致,這是因為在 Fe-Mn-Al-Si高錳 TR IP/T W IP鋼中含碳量很低,而在 Fe-Mn-C系高錳鋼中,Nb和Ti與 C的相互作用會影響其性能.

與低錳 TR IP鋼類似,TR IP效應(yīng)可提高高錳鋼的強度,但 TR IP鋼的特色是主要是增塑.增塑的兩個經(jīng)典理論是Magee的變體選擇增塑[37](即順著外力作用的應(yīng)變方向生長的變體優(yōu)先形成,從而提高塑性)和 Greenwood-Johnson[38]的應(yīng)變協(xié)調(diào)(即在奧氏體應(yīng)力集中處通過形成硬的馬氏體而將應(yīng)力集中轉(zhuǎn)移給周圍的軟的奧氏體中,從而實現(xiàn)延遲斷裂和提高塑性).

同時具有 TR IP和 T W IP效應(yīng)的高錳鋼具有較好的塑性,在 w(Mn)=18%～22%的高錳鋼中,可觀測到大量的馬氏體,同時也可觀測到形變孿晶.只發(fā)生 T W IP效應(yīng)的高錳鋼組織為單一均勻的奧氏體相,一般沒有容易引起裂紋的第二相存在,具有優(yōu)良的塑性.在高錳 T W IP鋼發(fā)生塑性變形時,形變孿晶的出現(xiàn)阻止了位錯的進一步滑移,促使其他應(yīng)變較低區(qū)形變,由此導(dǎo)致試樣的均勻形變,從而顯著推遲縮頸的產(chǎn)生.

圖4為 3種錳含量 (質(zhì)量分數(shù) /%)高錳鋼的沖擊功與溫度的關(guān)系[39].在所選取的溫度范圍內(nèi),14.8%Mn TR IP實驗鋼完全沒有韌性區(qū)間;31%Mn TR IP/T W IP鋼沒有韌脆轉(zhuǎn)變溫度,只存在韌性區(qū)間;18.8%Mn TR IP/T W IP鋼存在韌脆轉(zhuǎn)變溫度(-80℃).結(jié)合強度和塑性指標結(jié)果說明:在高錳TR IP/T W IP鋼中,與 TRIP效應(yīng)相比較,T W IP效應(yīng)更有利于提高高錳鋼的塑性和韌性.

5 TR IP/TW IP鋼的應(yīng)變硬化行為

一般地,材料的應(yīng)變硬化行為用應(yīng)變硬化指數(shù)n描述.但是,對于高錳 TRIP/T W IP鋼,真應(yīng)力與真應(yīng)變往往不遵循 Hollomon線性關(guān)系,n值在變形過程中并不是常數(shù)[40,41],而是隨應(yīng)變的變化而變化.

圖4 高錳鋼的沖擊吸收功與沖擊溫度之間的關(guān)系[39]Fig.4 Relationship between impact energy and temperature of high Mn steels[39]

在同時存在 TRIP和 T W IP效應(yīng)的高錳鋼中,相對于變形的不同階段,高錳鋼呈現(xiàn)出不同的應(yīng)變硬化行為[42].18.8%Mn TRIP/T W IP鋼真應(yīng)力應(yīng)變曲線可劃分為 4個變形階段.在彈性變形階段之后,TR IP效應(yīng)主要發(fā)生在塑性變形的開始階段,而T W IP效應(yīng)在真應(yīng)變約為 0.14～0.35時占主導(dǎo).真應(yīng)變大于 0.35以后有少量 TR IP效應(yīng),此時兩相均發(fā)生變形.塑性階段的應(yīng)變硬化指數(shù) (n值)隨其各階段變形機制變化,真應(yīng)變小于 0.14和大于 0.35時 n值是恒定的,分別為 0.31和 0.74;而真應(yīng)變在0.14～0.35之間時,應(yīng)變硬化指數(shù)隨應(yīng)變量增加而增加.

Jin等人[43]對 Fe-18Mn-0.6C-1.5Al T W IP鋼的變形行為及組織演變進行了研究.實驗鋼的屈服強度和抗拉強度分別為 450 MPa和1 000MPa,應(yīng)變硬化效應(yīng)非常顯著.他們用修正的 Crussard-Jaoul方程分析了應(yīng)變硬化率,得出實驗鋼的變形可分為 4個階段.應(yīng)變硬化率在低應(yīng)變階段很高,而在大應(yīng)變階段迅速下降.組織觀察表明應(yīng)變硬化率的下降是由于形變孿晶形成速率下降引起的.

一般地,T W IP鋼的應(yīng)變硬化速率由變形過程中孿晶的形成速率所控制,即應(yīng)變硬化率隨孿晶體積分數(shù)的增加而增加.孿晶動力學(xué)與合金的層錯能(取決于合金成分)、組織 (晶粒尺寸、沉淀相)及溫度等因素密切相關(guān)[44].Sevillano[45]指出奧氏體基體通過前述的“動態(tài) Hall-Petch”效應(yīng)獲得應(yīng)變硬化.Barbier等[19]研究了細晶 T W IP鋼的織構(gòu)和組織演變,認為在變形初期形成的納米級孿晶導(dǎo)致應(yīng)變硬化率的增加.在大應(yīng)變區(qū)域,顯著的 <111>纖維織構(gòu)促進形變孿生,從而使高的應(yīng)變硬化率得以保持.Bouaziz和 Guelton[46]進行了 T W IP鋼中應(yīng)變硬化效應(yīng)的模擬,考慮孿生與位錯滑移之間的相互作用,建立了應(yīng)變硬化模型,并與無 T W IP效應(yīng)的鐵素體不銹鋼和有 T W IP效應(yīng)的奧氏體鋼的實驗結(jié)果做了對比.后來,他們的模型又引進了晶粒尺寸和包辛格效應(yīng)[47].Dini等人[48]用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)預(yù)測高錳(15%～30%)TRIP/T W IP鋼的應(yīng)變硬化機制,并與實驗結(jié)果進行了比較.

與上述研究工作認為形變孿晶的形成引起T W IP鋼高應(yīng)變硬化率的觀點不同,Chen等人[18]認為Mn-C原子團與位錯間的相互作用引起的動態(tài)應(yīng)變時效是 Fe-Mn-C系 T W IP鋼高應(yīng)變硬化率的原因.實際上,對于間隙原子 C含量較高的T W IP鋼,必須考慮 C與其他元素的交互作用.文獻 [20]對 Fe-19.9Mn-1.167C-0.134Si T W IP鋼的應(yīng)變硬化行為與動態(tài)應(yīng)變時效之間的關(guān)系進行了探討,但是在這方面還需做深入的工作.

當層錯能進一步提高時,高錳鋼的變形機制發(fā)生變化,其應(yīng)變硬化行為也不相同[49].圖 5為不同Al含量 (質(zhì)量分數(shù))的高錳鋼在應(yīng)變速率為10-3s-1時的應(yīng)變硬化率與應(yīng)變之間的曲線.研究結(jié)果表明:隨著 Al的質(zhì)量分數(shù)由 3%增加至 8%(層錯能由 30 mJ/m2增至 80 mJ/m2),變形機制由T W IP效應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)橐晕诲e滑移為主,應(yīng)變硬化行為存在較大的差異.當孿生為主要機制時,應(yīng)變硬化率呈現(xiàn)下降—上升—下降的趨勢,這是由于在變形初期發(fā)生形變孿生;而變形以位錯滑移為主時,應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變單調(diào)下降.

圖5 高錳鋼的應(yīng)變硬化率與應(yīng)變的關(guān)系[49]Fig.5 Variation of strain hardening rate with strain in high Mn steels[49]

對于同一種成分的 T W IP鋼,晶粒尺寸不同,應(yīng)變硬化行為也不同[50,51].文獻[50]的工作表明,隨著晶粒尺寸的增加,T W IP鋼的應(yīng)變硬化率隨真應(yīng)變的關(guān)系曲線由 2階段變?yōu)?3階段.對于大晶粒尺寸的 T W IP鋼試樣,形變孿晶在拉伸變形中形核的臨界應(yīng)力較低.隨變形量增加,形變孿晶可持續(xù)形成,使其加工硬化能力增加,從而使 T W IP效應(yīng)增強.

6 高錳鋼的高速變形

汽車鋼板部件在成形過程中常與沖擊變形有關(guān) (應(yīng)變速率在 102s-1～103s-1).同時,從汽車的安全性考慮,高強度鋼板在撞擊過程中需要良好的吸收撞擊能量的能力.原有的靜載荷下變形機制的基礎(chǔ)研究已不能適應(yīng)這種變化的需求.為了在汽車上能夠成功使用高錳鋼,必須研究其高速變形性能,深入了解高速變形行為及微觀組織的影響,準確地表征材料的動態(tài)變形行為.

文獻[4]對高錳 TR IP/T W IP鋼在不同變形條件下的性能進行了系統(tǒng)的研究.他們發(fā)現(xiàn):在10-4s-1～103s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi),鋼的屈服強度隨應(yīng)變速率的增加而提高;在應(yīng)變速率小于102s-1時,其抗拉強度基本為常量,當應(yīng)變速率大于102s-1后,抗拉強度升高;當應(yīng)變速率低于10-1s-1,均勻延伸率和總延伸率均隨應(yīng)變速率的提高而降低,應(yīng)變速率進一步提高時,塑性略有降低;作者認為這是由于“絕熱”效應(yīng)的影響.在102s-1～103s-1的應(yīng)變速率下對 T W IP鋼的沖擊韌性進行測試,沒有發(fā)現(xiàn) T W IP鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度.

對 Fe-1.15C-26Mn-11Al研究結(jié)果表明[22]:應(yīng)變速率在 10-4s-1至 10-1s-1的范圍內(nèi),隨著應(yīng)變速率增加,強度變化不大,但塑性明顯下降;當應(yīng)變速率高于 10-1s-1,強度增加,塑性降低的趨勢減緩.他們認為,在較低的應(yīng)變速率下(<10-1s-1),“絕熱”效應(yīng)比在較高的應(yīng)變速率(>10-1s-1)時對材料力學(xué)性能的影響更為顯著.

目前,相關(guān)的物理模型還不足以反映材料在動態(tài)變形條件下的力學(xué)響應(yīng),對于高強鋼的高速變形,多數(shù)研究工作應(yīng)用的是唯象模型.一般應(yīng)用的是 Johnson-Cook,Ludwig和 Zhao等三種模型[52,53].實際上,在高速變形本構(gòu)關(guān)系的研究方面還遠不夠完善[54],例如 Johnson-Cook本構(gòu)模型采用的是相對簡單的形式來表達復(fù)雜的本構(gòu)關(guān)系;Zerilli-Amstrong模型雖然考慮了晶體結(jié)構(gòu)的區(qū)別,提出了適合 FCC和 BCC結(jié)構(gòu)的兩種表達式,但對復(fù)雜的微觀組織演變來說仍不夠.目前對高強鋼高速變形的本構(gòu)方程主要是唯象型的,是根據(jù)實驗數(shù)據(jù)進行擬合而得,不能反映材料變形的物理本質(zhì).因此,應(yīng)將高速變形過程中宏觀力學(xué)行為和微觀組織演變結(jié)合起來進行分析,獲得 TRIP/T W IP鋼包含微觀組織變化的高速變形本構(gòu)方程.

7 結(jié) 語

作為新一代鋼鐵材料,高錳 TRIP/T W IP鋼具有性能上的優(yōu)勢.對高錳 TRIP/T W IP鋼的變形行為及強韌化機制進行深入的研究,可為其組織性能控制提供依據(jù).

高錳 TRIP/T W IP鋼的合金設(shè)計主要通過熱力學(xué)計算 (奧氏體層錯能及其穩(wěn)定性),同時考慮綜合性能.新設(shè)計的高錳 TR IP/T W IP鋼一般 C含量較高,同時添加其他合金元素.因此,在合金元素的相互作用、包含沉淀相時的強韌化機制、時效條件對組織性能的影響規(guī)律、動態(tài)應(yīng)變時效的機制和對性能的影響及動態(tài)變形行為的表征等方面均應(yīng)開展進一步的研究.

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Research in deformation behaviors of highMn TRIP/TW IP steels

DING H ua1,YAN G Ping2
(1. School ofMaterials and Metallurgy,N ortheastern U niversity,Shenyang 110819,China;2.School ofMaterials Science and Enginnering,U niversity of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

H igh strength and high plasticity is the m ajor trend in the developm ent of autom obile steels.Fe-M n-A l-Si TR IP/TW IP steels,Fe-M n-C TW IP steels and Fe-M n-A l-C steels,as a new generation of autom obile steels,possess high strength,superior plasticity and good form ability. In recent years,R&D in these austenitic autom obile steels has

m uch attention. In the present paper,the research w orks in m echanical properties,m icrostructure and texture evolution,strengthening m echanis m s,strain hardening behaviors and high strain rate deform ation have been summ arized.

high M n steel; TR IP effect; TW IP effect; stacking fault energy; m icrostructural evolution;m echanical property

TG 142.1

A

1671-6620(2010)04-0265-08

2010-09-01.

丁樺 (1958—),女,安徽合肥人,東北大學(xué)教授,博士生導(dǎo)師,E-mail:Dinghua@smm.neu.edu.cn;楊平(1959—),男,湖南岳陽人,北京科技大學(xué)教授,博士生導(dǎo)師.