Mn- Cr- C系TWIP鋼的孿生演變及強(qiáng)化機(jī)制

王楊文 羅 強(qiáng) 孟 亮 王紅鴻

(武漢科技大學(xué) 高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢 430081)

孿生誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity, TWIP)鋼因其超高強(qiáng)度、優(yōu)良的塑性、高的應(yīng)變硬化指數(shù)和無(wú)磁性，將是汽車(chē)、LNG運(yùn)輸船和超導(dǎo)設(shè)備等行業(yè)極具競(jìng)爭(zhēng)力的材料之一，是當(dāng)今被廣泛關(guān)注和研究的第三代高性能材料[1- 2]。高錳(15%～35%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)TWIP鋼在形變過(guò)程中產(chǎn)生形變孿晶，一方面，孿生將晶粒分割細(xì)化，產(chǎn)生“動(dòng)態(tài)霍爾- 佩奇效應(yīng)”(dynamical Hall- Petch effect)；同時(shí)，孿晶的產(chǎn)生使位錯(cuò)平均自由程(mean free path, MFP)下降，進(jìn)而提高鋼的抗拉強(qiáng)度。另一方面，形變過(guò)程中孿晶之間相互作用，使TWIP鋼產(chǎn)生多級(jí)變形，從而推遲頸縮的產(chǎn)生[3- 4]，提高斷后伸長(zhǎng)率。研究表明孿生效應(yīng)可使TWIP鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到50 GPa·%以上。

高錳鋼的孿生行為主要受層錯(cuò)能(stacking fault energy, SFE)的控制[5]。當(dāng)層錯(cuò)能在12～35 mJ/m2時(shí)，高錳鋼的變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移+形變孿晶為主[6]。層錯(cuò)能大小主要受合金成分的影響，Al、Cu、C等元素可提高層錯(cuò)能；Mn、Cr等元素降低層錯(cuò)能；而Si等元素對(duì)層錯(cuò)能的影響不明顯[7]。Benzing[1,8]等通過(guò)在Fe- Mn鋼中添加3%Al和3%Si，使其室溫層錯(cuò)能為(21±3) mJ/m2，在TWIP效應(yīng)下，鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為(350±30)和(700±50) MPa，斷后伸長(zhǎng)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(cuò)能達(dá)到(17±3) mJ/m2，變形機(jī)制以TWIP效應(yīng)為主、TRIP(transformation- induced plasticity)效應(yīng)為輔，屈服強(qiáng)度為(400±50) MPa，抗拉強(qiáng)度為(1 300±200) MPa，甚至可達(dá)到2 000 MPa，但斷后伸長(zhǎng)率降低為(55±5)%。Cr元素也影響高錳鋼的層錯(cuò)能，但目前有關(guān)Cr元素對(duì)TWIP鋼強(qiáng)度的影響及強(qiáng)化機(jī)制的研究尚未見(jiàn)報(bào)道。

本文設(shè)計(jì)了一種Mn- Cr- C系TWIP鋼，通過(guò)添加Mn和Cr、調(diào)整C含量?jī)?yōu)化鋼的層錯(cuò)能進(jìn)而調(diào)控孿晶。并與Mn- Al- Si系TWIP鋼進(jìn)行對(duì)比，探討了不同程度拉伸變形過(guò)程中孿晶的演變及其TWIP強(qiáng)化效應(yīng)，旨在為高性能高錳鋼的成分體系設(shè)計(jì)提供理論基礎(chǔ)與試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

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

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

拉伸試驗(yàn)試樣尺寸為φ10 mm×100 mm，中間均勻段長(zhǎng)60 mm，拉伸速率為4×10-4s-1，得到試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線。

拉伸變形試驗(yàn)采用全厚度試樣，長(zhǎng)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(jīng)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(chǎng)發(fā)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(shù)觀察試樣拉伸變形過(guò)程中組織及織構(gòu)的演變。電解拋光時(shí)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(jìn)行相組成分析，試樣尺寸為18 mm×18 mm×8 mm，試驗(yàn)選用Co靶，工作電壓為40 kV，工作電流為30 mA。

2 結(jié)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(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線如圖1所示。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為350和810 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為64.5%，強(qiáng)塑積為52 GPa·%；25Mn- 3Al- 3Si鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為358和700 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為57%。兩者的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線在拉伸變形初期幾乎重合，應(yīng)變大于0.12以后，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在相同應(yīng)變下的應(yīng)力均大于25Mn- 3Al- 3Si鋼，兩者的強(qiáng)度差距隨應(yīng)變?cè)龃蠖龃?。說(shuō)明在相同試驗(yàn)條件下，兩種鋼的屈服強(qiáng)度相近，但25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率明顯更高。

圖1 25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼[7]的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)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(cuò)能(SFE)

高錳鋼的層錯(cuò)能(SFE)[7,11]計(jì)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(zhuǎn)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(jù)式(1)計(jì)算得出，室溫時(shí)25Mn- 4Cr- 0.5C鋼和25Mn- 3Al- 3Si鋼的層錯(cuò)能分別為 (26.6±3)和(22.1±3) mJ/m2，數(shù)值相近；但在15～55 ℃溫度范圍內(nèi)，相比25Mn- 3Al- 3Si鋼，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的層錯(cuò)能隨溫度升高而增加的趨勢(shì)更明顯，如圖2所示。

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

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

2.3 應(yīng)變硬化指數(shù)

應(yīng)變硬化指數(shù)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(yīng)變硬化行為的指標(biāo)。采用式(2)計(jì)算25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的n值，并預(yù)測(cè)鋼在拉伸變形過(guò)程中的應(yīng)變硬化行為：

(2)

式中ε1、σ1和ε2、σ2分別為兩個(gè)相鄰點(diǎn)的真應(yīng)變和真應(yīng)力。計(jì)算得到25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的應(yīng)變硬化指數(shù)n值如圖1中插圖所示，除個(gè)別n值略超過(guò)0.6外，其他均低于0.6。根據(jù)文獻(xiàn)[4]，當(dāng)n值小于0.6時(shí)以孿晶強(qiáng)化為主，因此，從應(yīng)變硬化指數(shù)角度分析，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的變形機(jī)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(guò)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(cè)到，因此，采用TEM進(jìn)一步觀察其細(xì)微結(jié)構(gòu)，結(jié)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(shuō)明25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在拉伸過(guò)程中沒(méi)有ε- 馬氏體和α′- 馬氏體產(chǎn)生，變形機(jī)制以TWIP效應(yīng)為主，與前面的SFE分析和應(yīng)變硬化指數(shù)計(jì)算結(jié)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(tài)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(nèi)有貫穿整個(gè)晶粒的條狀退火孿晶[12]，平均晶粒直徑為22.1 μm。熱軋態(tài)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(tài)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(guò)程中孿晶的演變。對(duì)于25Mn- 4Cr- 0.5C鋼，變形量12.5%時(shí)只在少數(shù)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(shí)，晶粒發(fā)生明顯變形，大量變形晶粒內(nèi)形成了形變孿晶，數(shù)量多而密集，如圖5(c)所示；變形量50%時(shí)，晶粒沿拉伸方向被明顯拉長(zhǎng)，形變孿晶密集且交叉，且明顯增厚，如圖5(d)所示。對(duì)于25Mn- 3Al- 3Si鋼，在變形量為7%和20%時(shí)晶粒均無(wú)變形，只在少數(shù)晶粒中發(fā)現(xiàn)形變孿晶圖(5(b,d))，變形量62%時(shí)晶粒才明顯變形，但形變孿晶沒(méi)有交叉現(xiàn)象圖(5(f))。由2.2節(jié)可知，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼與25Mn- 3Al- 3Si鋼的室溫層錯(cuò)能接近，但在拉伸變形過(guò)程中兩者的孿生行為有差別，25Mn- 4Cr- 0.5C鋼更容易通過(guò)晶粒變形調(diào)整晶粒取向，孿晶數(shù)量多且交叉產(chǎn)生二次孿晶[13]，孿晶強(qiáng)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(gòu)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(jiàn)，熱軋態(tài)25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的極圖斑點(diǎn)散漫無(wú)規(guī)律，在拉伸過(guò)程中通過(guò)晶粒變形和旋轉(zhuǎn)，逐漸產(chǎn)生了明顯的以旋轉(zhuǎn)黃銅織構(gòu){110}<111>為主的<111>//tD方向絲織構(gòu)。施密特因子m表達(dá)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?qū)\生面法線)的夾角；λ為外載荷與滑移方向(或?qū)\生方向)的夾角。通過(guò)式(3)計(jì)算旋轉(zhuǎn)黃銅織構(gòu)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(dāng)孿生施密特因子大于滑移施密特因子時(shí)[14]，有利于孿晶產(chǎn)生。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼在拉伸過(guò)程中隨著變形量的增大，逐漸形成了較強(qiáng)的旋轉(zhuǎn)黃銅織構(gòu)，促進(jìn)了形變孿晶的產(chǎn)生。

研究表明孿生的體積效應(yīng)與織構(gòu)演變密切相關(guān)[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(shù)量有明顯差異(圖5(c,d))。25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的變形量大于25%時(shí)，產(chǎn)生了明顯的<111>//tD方向絲織構(gòu)，從而促進(jìn)了孿生的形成。

3 結(jié)論

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

(2)25Mn- 4Cr- 0.5C鋼的室溫層錯(cuò)能為(26.6±3) mJ/m2，應(yīng)變硬化指數(shù)n值基本低于0.6。在拉伸過(guò)程中無(wú)馬氏體相產(chǎn)生，以TWIP效應(yīng)為主要強(qiáng)化機(jī)制。

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