高錳奧氏體低溫鋼力學(xué)性能及Hall-Petch關(guān)系的研究

陳 歡,孫新軍,王小江,2,肖書洋

(1.鋼鐵研究總院 工程用鋼所，北京 100081;2.清華大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100084;3.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

高錳鋼在金屬材料領(lǐng)域一直有著廣泛的應(yīng)用，近年來更有研究者嘗試將高錳奧氏體鋼作為經(jīng)濟(jì)型低溫鋼材料，制備高錳奧氏體低溫鋼以取代9Ni鋼等昂貴鋼種.在高錳奧氏體低溫鋼中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)22%以上的錳代替?zhèn)鹘y(tǒng)低溫鋼中使用的鎳，并加入0.4%以上的碳元素.由于碳與錳作為促進(jìn)奧氏體形成元素，保證了鋼在室溫下為奧氏體組織，提高其低溫韌性.日本原子能研究所(JAERI)計(jì)劃用高錳奧氏體低溫鋼制造超導(dǎo)線圈必需的低溫結(jié)構(gòu)材料[1].韓國浦項(xiàng)制鐵研究者們利用高錳奧氏體低溫鋼研發(fā)了大容量的液化天然氣(LNG)儲罐，并嘗試進(jìn)行造船應(yīng)用[2].對高錳奧氏體低溫鋼的大量研究表明，其在低溫材料領(lǐng)域有著巨大的發(fā)展空間.

本研究中利用Hall-Petch關(guān)系式對高錳奧氏體低溫鋼中晶粒尺寸對力學(xué)性能的影響進(jìn)行量化研究.Hall-Petch關(guān)系式是強(qiáng)度與晶粒尺寸的關(guān)系式

σ(ε)=σ0(ε)+K(ε)·D-0.5[3].

式中：σ(ε)為應(yīng)變量ε下材料的強(qiáng)度；D為材料的有效晶粒尺寸；σ0(ε)為晶格摩擦力；K(ε)為Hall-Petch常數(shù)，是材料強(qiáng)度的增量與晶粒尺寸的比值.K(ε)越大，晶粒尺寸對強(qiáng)度的影響越大[4].雖然國內(nèi)外研究者對于奧氏體鋼中晶粒尺寸與力學(xué)性能的關(guān)系進(jìn)行了研究，但對其影響說法不一，主要表現(xiàn)在不同研究中K(ε)大小有較大差距.伍翠蘭[5]等計(jì)算出Fe-25Mn奧氏體鋼屈服強(qiáng)度對應(yīng)的Hall-Petch參數(shù)Ky值為10.9 MPa·mm0.5；Bouaziz[6]等人研究證明高錳奧氏體鋼的Ky值約在13.5 MPa·mm0.5；而Grange[7]等人則報(bào)道奧氏體鋼的Ky值高達(dá)20.68 MPa·mm0.5.而且，對于奧氏體晶粒尺寸與奧氏體鋼韌性的關(guān)系，國內(nèi)外鮮有相關(guān)的研究和文獻(xiàn)報(bào)道.為此，本文對高錳奧氏體低溫鋼中晶粒尺寸與強(qiáng)度及韌性的關(guān)系進(jìn)行了研究，以期未來在低溫環(huán)境下的工程應(yīng)用，及其在晶粒尺寸變化后預(yù)測力學(xué)性能等方面具有參考和借鑒意義.

本文通過不同退火工藝獲得不同晶粒尺寸的高錳奧氏體低溫鋼，對其室溫拉伸性能與低溫下的沖擊性能進(jìn)行了測試.研究其中的Hall-Petch關(guān)系并計(jì)算屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch常數(shù)Ky，分析了Ky的影響因素以及不同奧氏體鋼之間Ky值差異較大的原因.進(jìn)一步研究了Hall-Petch常數(shù)K(ε)值在拉伸過程中對應(yīng)變量的依賴性，并對其中的機(jī)理進(jìn)行了說明.

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見表1. 圖1為實(shí)驗(yàn)鋼的軋制與固溶處理工藝圖.實(shí)驗(yàn)鋼鋼坯在1 000 ℃下保溫2 h，出爐后立即開軋，經(jīng)過6道次軋制將實(shí)驗(yàn)鋼由60 mm下壓至12 mm，總下壓量為80%.對熱軋板進(jìn)行固溶處理，分別在900，950，1 000，1 100和1 150 ℃下保溫40 min后水淬至室溫，同時(shí)增加對1 150 ℃保溫120 min后水淬的固溶處理研究.

表1實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

Table 1 Chemical composition of the tested steel (wt.%)

CSiMnSPMoAlsFe0.460.1522.280.001 90.005 10.340.028 Bal.

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的軋制與固溶處理工藝

Fig.1 Rolling and solution treatment process of the experimental steel

在實(shí)驗(yàn)鋼上取金相試樣并磨平拋光，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精腐蝕，使用GX51光學(xué)顯微鏡和S-4300冷場發(fā)射掃描電鏡觀察實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織形貌.另取試樣將其磨平并使用含有10%高氯酸的冰醋酸溶液進(jìn)行電解拋光(電壓20 V，電流0.5 A)，而后使用FEI-650FEG熱場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行EBSD分析，并利用截線法測量組織的平均晶粒尺寸.

拉伸實(shí)驗(yàn)采用WE-300液壓拉伸試驗(yàn)機(jī)測量實(shí)驗(yàn)鋼的室溫拉伸性能，試樣尺寸為Φ8 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣.Charpy沖擊實(shí)驗(yàn)采用JBN-300B沖擊試驗(yàn)機(jī)在-196 ℃條件下進(jìn)行，試樣采用V型缺口，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm.

經(jīng)過沖擊試驗(yàn)的試樣經(jīng)研磨拋光后，再經(jīng)電解腐蝕去除表面應(yīng)力，利用PANALYTICAL-MPD型X射線衍射儀，依照國標(biāo)GB8362-87對試樣進(jìn)行XRD分析.

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2為900 ℃退火后實(shí)驗(yàn)鋼的金相與掃描電鏡圖像，可以觀察到實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過固溶處理后的室溫組織為單一相的奧氏體組織.實(shí)驗(yàn)鋼在固溶處理過程中進(jìn)行了充分的再結(jié)晶，因此，組織中存在一定量的退火孿晶.

圖2900℃固溶處理后實(shí)驗(yàn)鋼的OM圖像(a)與SEM圖像(b)

Fig.2 OM and SEM images of 900 ℃ solution treatment samples：(a)OM image;(b)SEM image

試樣的固溶處理工藝與平均晶粒尺寸(D)的關(guān)系如表2所示，實(shí)驗(yàn)鋼的晶粒尺寸由18.4 μm逐步增大至156.2 μm左右.圖3為高錳奧氏體鋼在900、950、1 000、1 100和1 150 ℃進(jìn)行固溶處理后的EBSD晶界分布圖.由圖3可以觀察到，實(shí)驗(yàn)鋼沒有隨著熱處理工藝的變化而發(fā)生相變，一直是穩(wěn)定的奧氏體組織.晶界分布圖中紅色的晶界是取向?yàn)槔@<111>旋轉(zhuǎn)60°的Σ3孿晶界，Σ3孿晶界與位相差大于15°的大角度晶界一道，在位錯(cuò)運(yùn)動過程中都有阻礙作用，因此，在使用截線法測量實(shí)驗(yàn)鋼的晶粒尺寸時(shí)也把孿晶界考慮在內(nèi)，被孿晶界分割后晶粒尺寸變得更為細(xì)小.

表2實(shí)驗(yàn)鋼不同固溶處理工藝的平均晶粒尺寸

Table 2 Average grain sizes of the different solution treatment process

solution treatment processD/μm900 ℃/40 min18.4950 ℃/40 min31.81 000 ℃/40 min52.61 100 ℃/40 min78.11 150 ℃/40 min102.21 150 ℃/120 min156.2

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼不同固溶處理工藝的EBSD晶界分布圖

Fig.3 Different solution treatment process of experimental steel′s EBSD grain boundary distributions：(a)900 ℃ insulate 40 min;(b)950 ℃ insulate 40 min;(c)1 000 ℃ insulate 40 min;(d)1 100 ℃ insulate 40 min; (e)1 150 ℃ insulate 40 min；(f)1 150 ℃ insulate 120 min

2.2 力學(xué)性能

表3和圖4分別是不同晶粒尺寸的實(shí)驗(yàn)鋼室溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)和工程應(yīng)力應(yīng)變曲線.對比表3中的數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，隨著奧氏體平均晶粒尺寸D的增大，其屈服強(qiáng)度Rp0.2和抗拉強(qiáng)度Rm均有所下降.同時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼的斷后伸長率A隨著晶粒尺寸的增大不斷升高，說明其塑性隨著晶粒長大而進(jìn)一步提高.

表3不同晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)鋼的拉伸性能

Table 3 Tensile properties of the experimental steels with different grain sizes

D/μmRp0.2/MPaRm/MPaA/%18.429088968.031.827486471.052.627385273.078.126982174.0102.225278276.5156.225076680.0

圖4 不同晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線

Fig.4 Engineering stress-strain curves of different grain size steels

從圖4曲線中還可以觀察到，其塑性變形階段都出現(xiàn)了明顯的鋸齒狀波形，說明在實(shí)驗(yàn)鋼中存在動態(tài)應(yīng)變時(shí)效(Dynamic Strain Aging)現(xiàn)象.出現(xiàn)該現(xiàn)象是由于金屬固溶體中的間隙溶質(zhì)原子向位錯(cuò)進(jìn)行偏聚與釘扎，暫時(shí)阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動.而隨著外應(yīng)力的加大，位錯(cuò)突破釘扎的短程有序原子團(tuán)，塑性變形過程繼續(xù)進(jìn)行[8].

圖5是不同晶粒尺寸試樣在-196 ℃下的沖擊性能，可以看到，隨著晶粒尺寸的增大，實(shí)驗(yàn)鋼的低溫沖擊性能保持穩(wěn)定，表現(xiàn)出非常良好的低溫韌性，其Charpy沖擊功始終維持在160 J以上.實(shí)驗(yàn)結(jié)果證明晶粒尺寸的變化對于實(shí)驗(yàn)鋼的低溫韌性沒有明顯影響，造成這一現(xiàn)象的原因很可能是晶界對韌性的影響，尤其是奧氏體晶界對裂紋擴(kuò)展所起到的阻礙作用并沒有那么大，奧氏體鋼所表現(xiàn)出的高韌性主要來自于奧氏體基體.對于這一問題需要更多的證據(jù)以及相關(guān)研究來證明.

圖5 不同晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)鋼的Charpy沖擊功(-196 ℃)

Fig.5 Charpy impact energy of different grain size steels(-196 ℃)

圖6是經(jīng)過-196 ℃沖擊試驗(yàn)后900 ℃固溶處理后實(shí)驗(yàn)鋼的XRD譜，可以看到其4個(gè)峰都是奧氏體γ相的特征峰，沒有出現(xiàn)馬氏體α相的特征峰，證明試樣在低溫?cái)嗔炎冃芜^程中并未發(fā)生相變.根據(jù)相關(guān)研究報(bào)道，奧氏體鋼在塑性變形階段發(fā)生孿生誘導(dǎo)塑性(TWIP)效應(yīng)的臨界條件是其層錯(cuò)能要大于18 mJ/m2[9].而對于22%錳的實(shí)驗(yàn)鋼，其層錯(cuò)能已達(dá)到22 mJ/m2[10]，具備產(chǎn)生TWIP效應(yīng)的條件.說明該實(shí)驗(yàn)鋼在拉伸過程中會表現(xiàn)出TWIP效應(yīng)，是一種TWIP鋼.

圖6 900 ℃固溶處理后實(shí)驗(yàn)鋼沖擊試樣的XRD譜圖

Fig.6 XRD pattern of 900 ℃ solution treatment sample for impact test

2.3 屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch關(guān)系

圖7是不同晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch關(guān)系圖，縱坐標(biāo)為屈服強(qiáng)度，橫坐標(biāo)為平均晶粒尺寸D的-0.5次方.屈服強(qiáng)度對應(yīng)的Hall-Petch關(guān)系式為

σys=σ0+Ky·D-0.5.

式中：σys為屈服強(qiáng)度；Ky為屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch常數(shù).由于σys-σ0為細(xì)晶強(qiáng)化所產(chǎn)生的強(qiáng)度增量，即

YSG=Ky·D-0.5.

YSG是屈服強(qiáng)度的增量.利用最小二乘法可得到實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch關(guān)系式:

σys=231.12 (±7.99)+7.27(±0.45)D-0.5，

YSG=7.27(±0.45)D-0.5.

屈服強(qiáng)度所對應(yīng)的Hall-Petch常數(shù)Ky=7.27 MPa·mm0.5.在晶粒尺寸一定的情況下，Ky便可代表細(xì)晶強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的增量.圖8將實(shí)驗(yàn)鋼和其他研究中高錳奧氏體鋼的Ky值做了對比，可以看到實(shí)驗(yàn)鋼Ky值明顯小于其他高錳奧氏體鋼.

圖7 屈服強(qiáng)度對應(yīng)的Hall-Petch關(guān)系

圖8 奧氏體鋼的C含量與Ky值的關(guān)系[7,11-12]

Fig.8 The relationship between C content andKyvalue of austenite steels[7,11-12]

由圖8還可以觀察到，高錳奧氏體鋼的Ky值隨著碳含量的提高而提高.用于對比的幾種高錳奧氏體鋼與實(shí)驗(yàn)鋼相同，主要元素都為Fe、Mn、C元素，且鋼中的錳含量相差不大，因此，碳含量的不同就成為Ky值差距的決定性因素.

為了分析碳含量對Ky的影響，先對Hall-Petch關(guān)系的影響因素進(jìn)行分析.根據(jù)位錯(cuò)塞積理論，晶界對位錯(cuò)有強(qiáng)烈的阻礙作用，在外加應(yīng)力的影響下先開動的位錯(cuò)源發(fā)出領(lǐng)先位錯(cuò)，但在靠近晶界后遭遇阻力而停止運(yùn)動，隨后發(fā)出的位錯(cuò)也塞積在晶界附近，造成位錯(cuò)塞積[13-15].因此，晶粒細(xì)化對材料的強(qiáng)化作用是由晶界附近位錯(cuò)的塞積導(dǎo)致的，晶粒越細(xì)小，單位面積內(nèi)的晶界總長度越長，對位錯(cuò)的塞積作用越強(qiáng).根據(jù)Christian[16]等人的研究并基于位錯(cuò)塞積理論，晶粒細(xì)化對于強(qiáng)度的增量可用以下關(guān)系式表示：

YSG=αGbρG0.5D-0.5.

式中：α為常數(shù)；ρG為晶界附近的位錯(cuò)密度；G為材料的剪切模量；b為柏氏矢量的絕對值.進(jìn)一步則可得到

KyD-0.5=αGbρG0.5D-0.5，

Ky=αGbρG0.5.

可以發(fā)現(xiàn)Ky與ρG0.5以及切變模量G呈正比關(guān)系，Ky值隨著晶界附近的位錯(cuò)密度ρG以及切變模量G的增大而增大.根據(jù)Jee[17]等人的報(bào)道，在奧氏體鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.3%上升到0.6%，其切變模量G由68 GPa上升至77 GPa，切變模量G隨碳含量的升高明顯提高.

另一方面對于奧氏體鋼來說，在不存在碳析出相的情況下，碳在組織中主要以間隙固溶的狀態(tài)存在.間隙固溶原子由于在晶格結(jié)構(gòu)中的特殊位置，均會對鐵基體的晶體點(diǎn)陣帶來較大的晶格畸變.尤其是碳原子，其原子尺寸與奧氏體面心立方結(jié)構(gòu)中的最大間隙位置相比較大，會產(chǎn)生更大的畸變能，導(dǎo)致碳原子在晶界處產(chǎn)生非常強(qiáng)烈的偏聚現(xiàn)象.而根據(jù)劉春明[18]等人的研究，隨著碳含量增加鋼中的碳偏析量也迅速增加.碳在晶界附近的偏析嚴(yán)重阻礙了位錯(cuò)，強(qiáng)化了晶界的塞積作用，提高了晶界附近的位錯(cuò)密度ρG.碳含量的提高同時(shí)提高了切變模量G和晶界附近的位錯(cuò)密度ρG，從而提高了Ky值.因此，碳含量較低的實(shí)驗(yàn)鋼其Ky值低于其他碳含量較高的高錳奧氏體鋼.

2.4 Hall-Petch關(guān)系在塑性變形階段的變化

圖9為拉伸過程中不同應(yīng)變量下的Hall-Petch關(guān)系，圖中不同點(diǎn)由下至上分別代表真應(yīng)變ε從0.05增長到0.4的過程中，不同晶粒尺寸實(shí)驗(yàn)鋼所對應(yīng)的真應(yīng)力.由此可以證明在0.05<ε<0.4的范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼均呈現(xiàn)出線性的Hall-Petch關(guān)系.對其做二次擬合可以得到不同應(yīng)變量下對應(yīng)的Hall-Petch系數(shù)K(ε).

圖10對不同真應(yīng)變下的Hall-Petch常數(shù)K(ε)進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，K(ε)的變化有明顯的規(guī)律性：當(dāng)0.05<ε<0.3時(shí)，其K(ε)值明顯升高，但其增量不斷減小；當(dāng)ε=0.3時(shí)，K(ε)達(dá)到極大值40 MPa·mm0.5；當(dāng)0.3<ε<0.4時(shí)，K(ε)值趨于穩(wěn)定.

圖9 實(shí)驗(yàn)鋼在不同應(yīng)變量下的Hall-Petch關(guān)系

Fig.9 Hall-Petch relationship of experimental steel under different strain

圖10 不同真應(yīng)變下的K(ε)

實(shí)驗(yàn)鋼作為一種TWIP鋼，在拉伸過程中產(chǎn)生的形變孿晶也會對K(ε)產(chǎn)生影響.有很多研究者也研究了TWIP鋼的Hall-Petch常數(shù)K(ε)隨真應(yīng)變的變化規(guī)律，并利用K(ε)研究塑性變形中加工硬化現(xiàn)象.如Gumus[19-20]等人發(fā)現(xiàn)TWIP鋼在0.002<ε<0.4時(shí)，K(ε)隨著真應(yīng)變的增大而增大，他們認(rèn)為隨著TWIP效應(yīng)的進(jìn)行，在拉伸過程中不斷生成新的形變孿晶及其孿晶界，同時(shí)新生成的孿晶界附近形成大量的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動，提高了材料的強(qiáng)度，起到了加工硬化的效果.Barnett[21]也認(rèn)為孿晶界會導(dǎo)致K(ε)值上升，由于拉伸過程中孿晶界不斷產(chǎn)生，K(ε)值也隨著應(yīng)變量的增加而不斷增加.但這些研究與實(shí)驗(yàn)鋼的實(shí)驗(yàn)結(jié)果明顯不同.

在本研究中，在ε<0.3時(shí)K(ε)持續(xù)增加.這一階段的變化與其他研究結(jié)果吻合，說明形變孿晶界確實(shí)起到了加工硬化作用.隨著拉伸繼續(xù)進(jìn)行，應(yīng)變量進(jìn)一步增加，而K(ε)值單位增量減少，證明形變孿晶在產(chǎn)生過程中受到了越來越大的阻力.圖11是晶粒尺寸不同的軋向拉伸試樣在掃描電鏡下的形貌，可以看到奧氏體晶粒內(nèi)充滿了形變孿晶，孿晶相互交割將晶粒徹底分割細(xì)化.根據(jù)王書晗[22]等人的研究，晶粒尺寸減小提高了生成變形孿晶所需的臨界應(yīng)力，提高了生成新孿晶界的阻力，抑制了TWIP效應(yīng)以及形變孿晶界的產(chǎn)生.實(shí)驗(yàn)證明，ε=0.3為實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行TWIP效應(yīng)的臨界值，當(dāng)真應(yīng)變大于0.3時(shí)，晶粒被先形成的孿晶界分割的過于細(xì)小，導(dǎo)致阻力過大無法繼續(xù)產(chǎn)生孿晶.因此，當(dāng)ε>0.3后，K(ε)不再繼續(xù)提高，穩(wěn)定在40 MPa·mm0.5左右.

圖11 晶粒尺寸不同的拉伸試樣SEM圖像

Fig.11 The SEM images for the tensile samples of different average grain size

3 結(jié) 論

1) -196 ℃沖擊實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，高錳奧氏體低溫鋼擁有良好而穩(wěn)定的超低溫沖擊性能，且不隨晶粒尺寸的增加而發(fā)生變化，具有成為經(jīng)濟(jì)性低溫鋼的潛力.

2) 實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度對應(yīng)的Hall-Petch常數(shù)Ky約為7.27 MPa·mm0.5，明顯低于其他被研究的高錳奧氏體鋼.與其他研究中的奧氏體鋼相比，實(shí)驗(yàn)鋼的碳含量較低，導(dǎo)致其晶界附近的位錯(cuò)密度ρ與切變模量G較低.Ky與ρG0.5以及G呈正比關(guān)系，因此，碳含量較低導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼的Ky值偏小，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度隨晶粒尺寸的變化小.

3) 實(shí)驗(yàn)鋼的Hall-Petch常數(shù)K(ε)值在拉伸過程中有明顯的變化規(guī)律，先升高后逐漸保持不變.原因是K(ε)值先受TWIP效應(yīng)產(chǎn)生的形變孿晶界增加而升高；但隨著變形量增加，生成形變孿晶受到的阻力越來越大，直到真應(yīng)變ε達(dá)到0.3后，形變孿晶不再生成，加工硬化過程不再進(jìn)行，K(ε)值也不再升高，最終穩(wěn)定在40 MPa·mm0.5左右.