高錳TWIP鋼拉伸時織構(gòu)演變和孿生弱化織構(gòu)的作用

房秀慧，楊 平，魯法云，孟 利

（北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100083）

高錳孿生誘發(fā)塑性（Twinning Induced Plasticity，TWIP）鋼因具有極高的強(qiáng)塑積（大于40 GPa%）且延伸率高達(dá)90%以上而受到了汽車制造業(yè)的廣泛關(guān)注[1－10]。形變孿生是TWIP鋼主要的增塑機(jī)制，即TWIP鋼的性能是由形變孿生控制的，而織構(gòu)或晶粒取向又影響形變孿生。因此，織構(gòu)對TWIP鋼的性能有重要影響。不論是高錳鋼的TRIP（Transformation Induced Plasticity）效應(yīng)還是TWIP效應(yīng)，都受奧氏體晶粒取向的影響，即存在取向依賴性[11－17]，表現(xiàn)為微觀上轉(zhuǎn)變的不均勻性以及拉伸、壓縮時組織和性能上的差異。以TWIP效應(yīng)為例，在形變初期，奧氏體晶粒取向不同，孿生或肖克萊不全位錯運(yùn)動的難易不同；在形變后期，晶粒取向發(fā)生轉(zhuǎn)動，形成強(qiáng)織構(gòu)。拉伸時形成的強(qiáng)〈111〉織構(gòu)有利于孿生，而壓縮時形成的〈110〉織構(gòu)阻礙孿生[15]，因此拉伸、壓縮時的加工硬化行為不同。同時，滑移產(chǎn)生的晶體缺陷還會對孿生產(chǎn)生阻礙作用。黃銅織構(gòu)是典型的面心立方（fcc）低層錯能金屬的軋制織構(gòu)，低層錯能金屬在大形變量軋制時都會產(chǎn)生黃銅織構(gòu)｛110｝〈112〉[10，17]，所以軋制時難以獲取材料斷裂后的織構(gòu)信息，而拉伸時則可以得到斷裂后的織構(gòu)信息。此外，TWIP效應(yīng)還受晶粒尺寸的影響，細(xì)晶組織會抑制形變孿晶的產(chǎn)生，粗晶鋼的塑性反而好于細(xì)晶鋼，根據(jù)實(shí)際需要可以通過調(diào)整晶粒尺寸來調(diào)節(jié)TWIP鋼的性能[18－19]。文獻(xiàn)[11]報(bào)導(dǎo)，平均晶粒尺寸為2.6μm的細(xì)晶TWIP鋼拉斷后，形成強(qiáng)〈111〉織構(gòu)和弱〈100〉織構(gòu)，形變孿晶易于在取向接近〈111〉和〈100〉方向的晶粒內(nèi)形成，但并沒有給出孿生對織構(gòu)的具體影響。目前，較粗晶粒TWIP鋼變形時孿生對織構(gòu)演變作用的程度以及對相變的影響尚不清楚。

本文在前期對33Mn鋼中孿生受晶粒取向影響的研究[14－15]基礎(chǔ)上，在室溫下將兩種晶粒尺寸較粗大的TWIP鋼（26Mn和30Mn）拉伸至斷裂，采用X射線衍射（XRD）、掃描電鏡（SEM）和電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對兩種TWIP鋼室溫拉伸過程中組織及織構(gòu)的演變進(jìn)行分析，重點(diǎn)考察織構(gòu)演變和孿生對織構(gòu)的弱化作用及對少量六方馬氏體形成的影響。

1 試驗(yàn)

用真空感應(yīng)爐冶煉了兩種成分的高錳TWIP鋼，其化學(xué)成分如表1所示。為對比加工硬化行為，表1中還給出了18Mn TRIP鋼的成分。

將兩種TWIP鋼鑄錠在1 050℃下加熱、保溫，鍛造成23～25 mm厚的板坯，鍛后空冷。將鍛造板坯進(jìn)行固溶處理，加熱到1 100℃，保溫1 h，水冷。固溶樣品加工成φ6 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，室溫下在CMT4105拉伸試驗(yàn)機(jī)上以10－3／s的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸變形試驗(yàn)，變形量分別為10%、20%、30%、40%和50%，直至拉斷。

沿垂直于拉伸軸方向切取試樣，用D／MAXRB12KW旋轉(zhuǎn)陽極X射線衍射儀測定其相組成；用濃度為5%的HClO4酒精溶液對樣品進(jìn)行電解拋光，再用濃度為4%的HNO3酒精溶液侵蝕后，用LEO－1450型掃描電鏡觀察TWIP鋼形變后橫截面的組織；用掃描電鏡上配置的HKL Channel 5 EBSD探頭進(jìn)行微觀組織分析。沿平行于拉伸軸方向切取試樣，用Siemens D－5000型X射線織構(gòu)衍射儀測定樣品的宏觀織構(gòu)。

表1 試樣的化學(xué)成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of samples

2 結(jié)果與討論

2.1 兩種TWIP鋼拉伸變形后的相組成及力學(xué)性能

圖1所示為室溫下兩種TWIP鋼在不同拉伸變形量下的XRD圖譜。由圖1中可以看出，26Mn鋼和30Mn鋼固溶處理后的金相組織均為單相奧氏體，且｛111｝衍射峰強(qiáng)度最強(qiáng)；拉伸變形后，試樣中的奧氏體｛111｝衍射峰仍然很強(qiáng)，但｛220｝衍射峰由于取向轉(zhuǎn)動逐漸消失；26Mn鋼拉伸變形樣品中出現(xiàn)ε－馬氏體（簡稱ε－M）的｛101｝衍射峰，表明2 6 Mn鋼形變誘發(fā)產(chǎn)生ε－M，由于ε－M的｛0002｝衍射峰與奧氏體的｛111｝衍射峰重合，很難觀察到，且ε－M量很少，只能檢測到｛101｝ε衍射峰，這可能與｛111｝取向奧氏體內(nèi)孿晶造成的取向擇優(yōu)也有關(guān)；30Mn鋼變形后仍為單相奧氏體，沒有出現(xiàn)新的衍射峰，表明沒有發(fā)生TRIP效應(yīng)。

圖1 不同拉伸變形量下兩種TWIP鋼的XRD圖譜Fig.1 XRD spectra of two TWIP steels tensile－deformed for different strains at room temperature

圖2所示為應(yīng)變速率為10－3／s時兩種TWIP鋼和18Mn TRIP鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線比較圖。表2列出應(yīng)變速率為10－3／s時26Mn鋼和30Mn鋼的拉伸力學(xué)性能。由圖2和表2可知，26Mn和30Mn兩種TWIP鋼的拉伸性能很接近，都具有均勻的加工硬化率，但明顯低于18Mn TRIP鋼的加工硬化率。兩種鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較低，但延伸率很高，形變過程中塑性均勻增加。由此可見，形變孿生能產(chǎn)生均勻的加工硬化，使試樣的延伸率提高，但加工硬化效果不如α′－M和ε－M強(qiáng)，即TWIP效應(yīng)對強(qiáng)度的提高不如TRIP效應(yīng)的明顯。

圖2 不同拉伸變形量下兩種TWIP鋼及18 Mn TRIP鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2σ－εcurve of two TWIP steels and 18Mn TRIP steel during tensile deformation at room temperature

表2 26Mn鋼和30Mn鋼的拉伸力學(xué)性能Table 2 Tensile properties of 26Mn and 30Mn steels

拉伸變形量為30%時26Mn鋼的EBSD取向成像結(jié)果如圖3所示。圖3（b）中板條狀相為六方結(jié)構(gòu)的ε－M，白色線條表示孿晶界，灰色為基體襯度像，由此可知形變孿晶內(nèi)形成了ε－M。由于奧氏體是｛111｝取向，除平行于樣品表面的（111）面外，另外3個｛111｝面上有大的剪切力，促進(jìn)了ε－M的形成。由圖3（d）和圖3（e）中可知，奧氏體基體與ε－M遵循Shoji－Nishiyama取向關(guān)系：｛111｝γ‖｛0001｝，〈1－10〉γ‖〈11－20〉ε，新生成的ε－M｛0001｝面與表面成近70°，表面上的｛101｝面則有強(qiáng)的反射，見圖1（a）。由于ε－M主要從〈111〉取向的形變孿晶內(nèi)形成，因此也出現(xiàn)擇優(yōu)取向，形成傾轉(zhuǎn)的基面織構(gòu)，從圖3（c）顯示的多個EBSD取向成像中ε－M的取向分布，也證實(shí)了這種分析。

圖3 26Mn鋼30%拉伸形變后的EBSD取向成像結(jié)果Fig.3 EBSD orientation imaging results of 26Mn steel tensiled by 30%

2.2 組織演變規(guī)律

圖4 26Mn鋼拉伸變形過程中橫截面的組織演變Fig.4 Microstructural evolution in cross sections of 26Mn steel during tensile deformation

26Mn鋼和30Mn鋼的組織演變過程相似，圖4僅給出2 6 Mn鋼在不同拉伸形變量下的組織，其中圖4（a）～圖4（c）為橫截面組織，圖4（e）為縱截面組織，圖4（e）為拉伸30%時試樣的電子通道襯度圖像（ECCI），圖4（f）為試樣的斷口形貌。由圖4（a）～圖4（d）中可見，形變后26Mn鋼奧氏體晶粒中出現(xiàn)細(xì)小平直的形變孿晶，并且各個晶粒內(nèi)產(chǎn)生孿晶的情況有差別；形變量增加，形變孿晶增加，同一晶粒內(nèi)出現(xiàn)不同方向的孿晶，即不同的孿晶變體，部分變體相互交叉成60°，且發(fā)生孿晶的奧氏體晶粒增多；形變量繼續(xù)增加，當(dāng)變形量達(dá)到50%以上時，平直的形變孿晶開始變得彎曲，表明在形變后期受到了滑移的影響；但在拉伸斷裂后組織中還存在部分孿晶很少的晶粒，如圖4（d）中箭頭所示，表明奧氏體晶粒取向?qū)ζ鋵\生有明顯的影響。利用電子通道襯度像分析26Mn鋼拉伸變形后的孿晶分布可知，26Mn鋼拉伸30%后，組織中產(chǎn)生大量形變孿晶，孿晶條較細(xì)，與基體有明顯的襯度差別。由圖4（e）中可以看出，形變孿晶有不同的變體，交叉分布，有的孿晶較寬，還有的很細(xì)，為二次孿生。由圖4（f）中可以看到大小不等的韌窩，大韌窩周圍分布密集的小韌窩網(wǎng)絡(luò)，表明材料的斷裂方式為典型的韌性斷裂，塑性變形能力好；一些大尺寸的韌窩內(nèi)有夾雜物，表明鋼不純凈，用能譜儀檢測可知夾雜物主要為Al N、MnS及一些氧化物等。

以30Mn鋼為例，統(tǒng)計(jì)拉伸變形后組織中形變孿晶量隨變形量的變化如圖5所示。由圖5中可見，隨著變形量的增加，形變孿晶總量不斷增加，并且變形量越大，孿晶增加越快，表明形變開始時，只有少量晶粒發(fā)生孿生，隨著變形量的增加，大量晶粒都可以發(fā)生孿生，孿晶量明顯增加。當(dāng)變形量達(dá)到30%時，孿晶體積分?jǐn)?shù)可達(dá)14%，明顯高于細(xì)奧氏體晶粒內(nèi)的孿晶量[11]。由圖5中還可以看出，30Mn鋼中的孿晶量主要是在〈111〉取向的奧氏體晶粒中產(chǎn)生的，〈100〉和〈110〉取向奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生的孿晶量極少，可見拉伸形變后有大量的形變孿晶產(chǎn)生，但孿晶的產(chǎn)生有明顯的取向依賴性。

圖5 30Mn鋼拉伸后的孿晶量隨變形量的變化Fig.5 Evolution of volume fraction of deformation twins with the engineering strain in 30Mn steel

2.3 兩種TWIP鋼拉伸過程中織構(gòu)的演變規(guī)律

圖6為26Mn鋼和30Mn鋼各階段拉伸變形樣品從側(cè)面平行于拉伸方向的取向分布圖（ODF，φ2＝45°），在此坐標(biāo)系下，織構(gòu)測量時軋制方向是樣品的拉伸軸方向，只有鍛造樣品是從原板面法向上測定的。因26Mn鋼形變時只形成少量的ε－M，對奧氏體織構(gòu)影響不大，所以兩種鋼的織構(gòu)特征相同。26Mn鋼鍛成厚板后形成｛110｝‖軋面織構(gòu)（見圖6（a）），這是常見的軋板或壓縮織構(gòu)。固溶處理過程中，高溫加熱保溫因使試樣發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長大而導(dǎo)致織構(gòu)弱化（見圖6（b））。拉伸時應(yīng)形成〈111〉＋〈100〉織構(gòu)，從圖1中也可看出此特征。拉伸30%后試樣中初步形成織構(gòu)，形變量增大，織構(gòu)增強(qiáng)。拉斷時，試樣中存在強(qiáng)的｛112｝〈11－1〉和｛110｝〈1－11〉織構(gòu)，還有較弱的｛100｝〈001〉和｛110｝〈001〉織構(gòu)。即拉伸后形成強(qiáng)的〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。30Mn鋼變形前后的織構(gòu)演變與26Mn鋼相似。

以26Mn鋼拉斷后的ODF圖（圖6（f））為例進(jìn)一步分析。圖6（f）中A位置歐拉角（35°，90°，45°）為｛110｝〈1－11〉旋轉(zhuǎn)黃銅取向，B位置歐拉角（90°，35°，45°）為｛112｝〈11－1〉銅型取向；C位置歐拉角（90°，90°，45°）為｛110｝〈001〉高斯取向，D位置歐拉角（45°，0°，45°）為｛100｝〈001〉立方取向。因測量織構(gòu)時軋制方向是拉伸軸方向，因此形成強(qiáng)的〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。同時，弱的織構(gòu)組分（D′位置，歐拉角（35°，15°，45°））為｛110｝〈1－11〉取向（A位置）的孿晶，見圖7；高斯取向｛110｝〈001〉（C位置）近似是｛112｝〈11－1〉取向（B位置）的孿晶取向。由以上分析可知，在大形變量（拉伸斷裂）下，可測到〈111〉主要織構(gòu)的孿晶取向，表明孿生削弱主要的織構(gòu)，產(chǎn)生非〈111〉取向，減小各向異性。

對比圖1和圖6可知，XRD掃描測出的數(shù)據(jù)不能說明織構(gòu)的準(zhǔn)確信息，因最強(qiáng)織構(gòu)的準(zhǔn)確位置并不在理想的〈111〉或〈100〉位置。細(xì)晶（粒度為2.6μm）TWIP鋼拉斷后形成比較鋒銳的強(qiáng)〈111〉和弱〈100〉織構(gòu)，形變孿晶沒有產(chǎn)生新的取向，只是略微增加了已有取向的密度[11]。本文中26Mn鋼和30Mn鋼原始組織中平均晶粒尺寸約為90μm（忽略退火孿晶的影響）。雖然最終形成的織構(gòu)組分相同，但是本文的粗晶TWIP鋼拉斷后的取向密度不如細(xì)晶鋒銳，這是由于粗晶中的TWIP效應(yīng)要強(qiáng)于細(xì)晶，進(jìn)而增強(qiáng)了孿生弱化織構(gòu)的能力。

已知圖6（f）中〈111〉取向產(chǎn)生的孿晶取向?yàn)椤?00〉取向。用｛111｝極圖進(jìn)一步說明各織構(gòu)組分的孿晶關(guān)系，見圖7。圖7中D″是A的孿晶位置，D′是實(shí)測到的最強(qiáng)孿晶取向位置，兩者很接近。類似地，C′是B的孿晶位置，也是測到的最大孿晶取向位置。因此，〈111〉的孿晶位置接近〈100〉，但并不嚴(yán)格對應(yīng)〈100〉取向。

圖6 26Mn鋼和30Mn鋼拉伸變形前后的織構(gòu)變化（ODF圖，φ2＝45°，測量面為側(cè)面）Fig.6 Texture evolution of 26Mn and 30Mn steels during tensile deformation（from longitudinal section）

圖7 各織構(gòu)組分的孿晶關(guān)系Fig.7 Twin relationships between different texture components

此外，由圖5結(jié)果已知形變后組織中產(chǎn)生大量的形變孿晶，且孿晶主要從〈111〉取向的奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生，其孿晶取向?yàn)榻咏?00〉的取向。因此，形變量增加，〈111〉織構(gòu)形成的同時，大量〈111〉取向奧氏體的形變孿晶削弱了〈111〉織構(gòu)，但削弱作用比較小。

2.4 滑移與孿生顯著發(fā)生區(qū)域的EBSD分析

圖8為26Mn鋼拉伸變形20%后的EBSD取向成像結(jié)果。由圖8中可見，很多晶粒（如圖8（a）箭頭所示晶粒）內(nèi)明顯產(chǎn)生了形變孿晶。為方便觀察，在圖8（c）中，設(shè)定ε－M為黑色，〈111〉取向?yàn)樯罨疑?00〉為淺灰色，白色為其他取向的奧氏體基體。圖8（d）為滑移的Schmid因子分布圖，其中黑色的為ε－M，基體顏色越深，表示滑移的Schmid因子越小，滑移越困難。

圖8 26Mn鋼拉伸變形20%后的EBSD取向成像結(jié)果Fig.8 EBSD orientation imaging analysis of 26 Mn steel after tensile deformation by 20%

由圖8（c）的統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，〈111〉取向晶粒（允許20°偏差）約占46.8%，結(jié)合圖8（a）可知，〈111〉取向的晶粒內(nèi)部多有形變孿晶；再結(jié)合圖8（d）可知，〈111〉取向的奧氏體晶?；频腟chmid因子?。伾睿?，證實(shí)拉伸時〈111〉取向的晶粒內(nèi)易于孿生，不利于滑移；〈100〉取向的晶粒（淺灰色）約占19.3%，其內(nèi)形變孿晶很少（見圖8（a）），滑移的Schmid因子較大（顏色亮），表明拉伸時〈100〉取向的奧氏體晶粒內(nèi)不容易發(fā)生形變孿晶。此外，奧氏體取向的反極圖（圖8（b））表明，拉伸變形后奧氏體晶粒中存在〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。

2 6 Mn鋼和30 Mn鋼到拉伸斷裂時仍然有部分奧氏體晶粒中沒有或只有少量的形變孿晶，表明拉伸變形過程中形變孿晶的產(chǎn)生有明顯的取向依賴性。對26Mn鋼和30Mn鋼拉斷樣品中不容易發(fā)生相變的奧氏體晶粒取向進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)了大約220～230個晶粒，結(jié)果如圖9所示。由圖9中可知，不容易發(fā)生孿生的奧氏體取向主要集中在〈100〉／／拉伸方向，表明〈100〉取向的奧氏體晶粒不容易孿生，以滑移為主。以上結(jié)果與細(xì)晶TWIP鋼不同[11]。

2.5 孿生對織構(gòu)的作用

由以上數(shù)據(jù)可以看出，兩種鋼拉伸變形后織構(gòu)分布并不集中。這是由于形變過程中有大量形變孿晶產(chǎn)生，孿晶產(chǎn)生與基體不同的新取向，從而削弱了基體的取向，減緩了晶粒向〈111〉取向的轉(zhuǎn)動，使〈111〉織構(gòu)有一定程度的減弱。圖10為面心立方結(jié)構(gòu)金屬在拉伸條件下孿生和滑移的取向因子分布圖。圖10中淺色線為單向拉伸時易于滑移的取向，深色線為單向拉伸時易于孿生的取向。如果滑移與孿生的臨界分切應(yīng)力相等，即τcrss－slip／τcrss－twin＝1，則兩種顏色的邊界線就是滑移與孿生傾向相等的取向；如果層錯能因錳含量的變化而降低，則深色孿晶區(qū)域擴(kuò)大。〈111〉取向的晶粒易發(fā)生孿生，但不如〈441〉容易。從易孿生區(qū)選幾個典型取向（見圖10中實(shí)心方塊位置），其孿晶取向都聚集在〈114〉－〈113〉連線位置（見圖10中空心方塊位置），這大致在歐拉角（φ1，19°，45°）位置（見圖6），所以圖6中大部分弱織構(gòu)位置處于孿生區(qū)晶粒的孿晶取向。這表明，在宏觀織構(gòu)測定中，有效區(qū)分了滑移產(chǎn)生的弱〈100〉織構(gòu)與孿晶對應(yīng)的〈114〉－〈113〉織構(gòu)。圖10（c）表明，若孿生的臨界分切應(yīng)力比滑移的臨界分切應(yīng)力高出達(dá)15%，則孿生有利的取向區(qū)域?qū)⑾А．?dāng)然，這種取向因子計(jì)算只說明滑移及孿生的先后，并不說明形變量增大后孿生也不能發(fā)生。

圖9 26Mn鋼和30Mn拉斷后不易孿生的奧氏體晶粒取向（反極圖）Fig.9 Austenite grain orientations difficult to twinning in tensile－fractured 26Mn and 30Mn steels

圖10 拉伸條件下孿生和滑移的取向因子分布Fig.10 Schmid factor distribution for twinning（dark lines）and slip（light lines）during tensile deformation

3 結(jié)論

（1）兩種晶粒尺寸較粗大的高錳TWIP鋼26Mn鋼和30Mn鋼拉斷后主要形成強(qiáng)的〈111〉和較弱的〈100〉線織構(gòu)，孿生產(chǎn)生新的織構(gòu)弱化了〈111〉織構(gòu)，同時使原來較弱的〈100〉織構(gòu)變?yōu)椤?00〉附近的孿晶取向。孿晶量隨形變量的增加而增加，不同形變階段都顯示出孿生對織構(gòu)的貢獻(xiàn)。

（2）26Mn鋼呈現(xiàn)少量的TRIP效應(yīng)，形變誘發(fā)產(chǎn)生ε－M。ε－M從形變孿晶上形成或在孿生易發(fā)生的區(qū)域形成，因受〈111〉取向晶粒易孿生的影響，ε主要以｛101｝（或｛10－11｝）峰出現(xiàn)，對應(yīng)傾轉(zhuǎn)的基面織構(gòu)；同時也削弱了〈111〉織構(gòu)。因此，TWIP鋼拉伸時的織構(gòu)弱于只有滑移機(jī)制的面心立方金屬。

（3）在拉伸過程中孿生存在明顯的取向依賴性。EBSD取向測定表明，〈111〉取向的晶粒易于孿生，〈100〉取向的晶粒易于滑移。

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