Mn- Cr- C系TWIP钢的孪生演变及强化机制

王杨文 罗 强 孟 亮 王红鸿

(武汉科技大学 高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心，湖北 武汉 430081)

孪生诱发塑性(twinning induced plasticity, TWIP)钢因其超高强度、优良的塑性、高的应变硬化指数和无磁性，将是汽车、LNG运输船和超导设备等行业极具竞争力的材料之一，是当今被广泛关注和研究的第三代高性能材料[1- 2]。高锰(15%～35%，质量分数，下同)TWIP钢在形变过程中产生形变孪晶，一方面，孪生将晶粒分割细化，产生“动态霍尔- 佩奇效应”(dynamical Hall- Petch effect)；同时，孪晶的产生使位错平均自由程(mean free path, MFP)下降，进而提高钢的抗拉强度。另一方面，形变过程中孪晶之间相互作用，使TWIP钢产生多级变形，从而推迟颈缩的产生[3- 4]，提高断后伸长率。研究表明孪生效应可使TWIP钢的强塑积达到50 GPa·%以上。

高锰钢的孪生行为主要受层错能(stacking fault energy, SFE)的控制[5]。当层错能在12～35 mJ/m2时，高锰钢的变形机制以位错滑移+形变孪晶为主[6]。层错能大小主要受合金成分的影响，Al、Cu、C等元素可提高层错能；Mn、Cr等元素降低层错能；而Si等元素对层错能的影响不明显[7]。Benzing[1,8]等通过在Fe- Mn钢中添加3%Al和3%Si，使其室温层错能为(21±3) mJ/m2，在TWIP效应下，钢的屈服强度和抗拉强度分别为(350±30)和(700±50) MPa，断后伸长率为(60±5)%。Liu等[9]和Lan等[10]在Fe- Mn系钢中添加0.6%～1.2%C后，其层错能达到(17±3) mJ/m2，变形机制以TWIP效应为主、TRIP(transformation- induced plasticity)效应为辅，屈服强度为(400±50) MPa，抗拉强度为(1 300±200) MPa，甚至可达到2 000 MPa，但断后伸长率降低为(55±5)%。Cr元素也影响高锰钢的层错能，但目前有关Cr元素对TWIP钢强度的影响及强化机制的研究尚未见报道。

本文设计了一种Mn- Cr- C系TWIP钢，通过添加Mn和Cr、调整C含量优化钢的层错能进而调控孪晶。并与Mn- Al- Si系TWIP钢进行对比，探讨了不同程度拉伸变形过程中孪晶的演变及其TWIP强化效应，旨在为高性能高锰钢的成分体系设计提供理论基础与试验依据。

1 试验材料与方法

试验采用厚度为20 mm的Mn- Cr- C系热轧钢板，其化学成分如表1所示。

表1 试验钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

拉伸试验试样尺寸为φ10 mm×100 mm，中间均匀段长60 mm，拉伸速率为4×10-4s-1，得到试验钢的工程应力- 工程应变曲线。

拉伸变形试验采用全厚度试样，长度为50 mm，厚度为20 mm，拉伸速率为4×10-4s-1，拉伸变形量分别为0、12.5%、25%和50%。

拉伸试样经研磨、抛光后，采用成分为1 g FeCl3+3 mL盐酸+12 mL水的腐蚀液腐蚀5 s，在蔡司MERLIN Compact场发射扫描电子显微镜下观察试样的显微组织。采用电子背散射衍射(EBSD)技术观察试样拉伸变形过程中组织及织构的演变。电解抛光时间15～20 s，电压24 V，电流1 A左右，电解抛光液成分为18 mL高氯酸+82 mL酒精。

采用岛津XRD- 7000型X射线衍射仪(XRD)进行相组成分析，试样尺寸为18 mm×18 mm×8 mm，试验选用Co靶，工作电压为40 kV，工作电流为30 mA。

2 结果和讨论

2.1 拉伸性能

25Mn- 4Cr- 0.5C钢和25Mn- 3Al- 3Si钢[7]的工程应力- 工程应变曲线如图1所示。25Mn- 4Cr- 0.5C钢的屈服强度和抗拉强度分别为350和810 MPa，断后伸长率为64.5%，强塑积为52 GPa·%；25Mn- 3Al- 3Si钢的屈服强度和抗拉强度分别为358和700 MPa，断后伸长率为57%。两者的应力- 应变曲线在拉伸变形初期几乎重合，应变大于0.12以后，25Mn- 4Cr- 0.5C钢在相同应变下的应力均大于25Mn- 3Al- 3Si钢，两者的强度差距随应变增大而增大。说明在相同试验条件下，两种钢的屈服强度相近，但25Mn- 4Cr- 0.5C钢的抗拉强度和断后伸长率明显更高。

图1 25Mn- 4Cr- 0.5C钢和25Mn- 3Al- 3Si钢[7]的工程应力- 工程应变曲线Fig.1 Engineering stress versus engineering strain for 25Mn- 4Cr- 0.5C and 25Mn- 3Al- 3Si[7] steels

2.2 层错能(SFE)

高锰钢的层错能(SFE)[7,11]计算公式为：

SFE=2ρΔGγ→ε+2σγ/ε

(1)

式中：ρ是{111}面的摩尔面密度，ΔGγ→ε为奥氏体向ε- 马氏体转变的摩尔相变自由能，σγ/ε为奥氏体和ε- 马氏体在{111}面的界面自由能。根据式(1)计算得出，室温时25Mn- 4Cr- 0.5C钢和25Mn- 3Al- 3Si钢的层错能分别为 (26.6±3)和(22.1±3) mJ/m2，数值相近；但在15～55 ℃温度范围内，相比25Mn- 3Al- 3Si钢，25Mn- 4Cr- 0.5C钢的层错能随温度升高而增加的趋势更明显，如图2所示。

图2 25Mn- 4Cr- 0.5C钢和25Mn- 3Al- 3Si钢的层错能Fig.2 Stacking fault energy of 25Mn- 4Cr- 0.5C and 25Mn- 3Al- 3Si steels

在15～35 ℃温度范围内，两者的层错能均为18～35 mJ/m2，推测其变形机制可能为“位错滑移+形变孪生”。室温时25Mn- 4Cr- 0.5C钢的层错能受温度影响更明显，拉伸过程中钢的温度升高，形变孪晶和位错滑移取代ε- 马氏体相变成为主要的形变机制。从层错能角度分析，25Mn- 4Cr- 0.5C钢的变形机制以TWIP效应为主。

2.3 应变硬化指数

应变硬化指数n反映了金属材料抵抗均匀塑型变形的能力，是表征金属材料应变硬化行为的指标。采用式(2)计算25Mn- 4Cr- 0.5C钢的n值，并预测钢在拉伸变形过程中的应变硬化行为：

(2)

式中ε1、σ1和ε2、σ2分别为两个相邻点的真应变和真应力。计算得到25Mn- 4Cr- 0.5C钢的应变硬化指数n值如图1中插图所示，除个别n值略超过0.6外，其他均低于0.6。根据文献[4]，当n值小于0.6时以孪晶强化为主，因此，从应变硬化指数角度分析，25Mn- 4Cr- 0.5C钢的变形机制以形变孪晶为主。

2.4 物相组成

不同变形量(0～50%)的25Mn- 4Cr- 0.5C钢的XRD图谱如图3(a)所示，均只观察到了奥氏体相。考虑到变形过程中也可能形成ε- 马氏体和α′- 马氏体，但由于其尺寸非常小(<100 nm)，XRD难以检测到，因此，采用TEM进一步观察其细微结构，结果如图3(b)所示，但也只观察到了奥氏体和形变孪晶的衍射花样。这说明25Mn- 4Cr- 0.5C钢在拉伸过程中没有ε- 马氏体和α′- 马氏体产生，变形机制以TWIP效应为主，与前面的SFE分析和应变硬化指数计算结果一致。

图3 不同变形量的25Mn- 4Cr- 0.5C钢的XRD图谱(a)和TEM图像(b)Fig.3 XRD patterns(a) and TEM image(b) of 25Mn- 4Cr- 0.5C steel with different deformation amounts

2.5 孪晶演变

热轧态25Mn- 4Cr- 0.5C钢的SEM组织形貌如图4所示，组织为奥氏体，部分晶粒内有贯穿整个晶粒的条状退火孪晶[12]，平均晶粒直径为22.1 μm。热轧态25Mn- 3Al- 3Si钢的组织同样为奥氏体，平均晶粒直径为21.0 μm[1]。

图4 热轧态25Mn- 4Cr- 0.5C钢的SEM图像Fig.4 SEM image of the hot- rolled 25Mn- 4Cr- 0.5C steel

图5为25Mn- 4Cr- 0.5C钢和25Mn- 3Al- 3Si钢在不同程度拉伸变形过程中孪晶的演变。对于25Mn- 4Cr- 0.5C钢，变形量12.5%时只在少数晶粒中观察到了形变孪晶，形变孪晶薄且稀疏，如图5(a)所示；变形量25%时，晶粒发生明显变形，大量变形晶粒内形成了形变孪晶，数量多而密集，如图5(c)所示；变形量50%时，晶粒沿拉伸方向被明显拉长，形变孪晶密集且交叉，且明显增厚，如图5(d)所示。对于25Mn- 3Al- 3Si钢，在变形量为7%和20%时晶粒均无变形，只在少数晶粒中发现形变孪晶图(5(b,d))，变形量62%时晶粒才明显变形，但形变孪晶没有交叉现象图(5(f))。由2.2节可知，25Mn- 4Cr- 0.5C钢与25Mn- 3Al- 3Si钢的室温层错能接近，但在拉伸变形过程中两者的孪生行为有差别，25Mn- 4Cr- 0.5C钢更容易通过晶粒变形调整晶粒取向，孪晶数量多且交叉产生二次孪晶[13]，孪晶强化明显，这可能是合金元素Cr及其与C的共同作用有利于孪生所致。

图5 不同变形量25Mn- 4Cr- 0.5C钢(a,c,e)和25Mn- 3Al- 3Si钢(b,d,f)的显微组织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 织构的演变

不同变形量的25Mn- 4Cr- 0.5C钢的{111}极图如图6所示，tD为拉伸方向，ND为轧面法向。从图6可见，热轧态25Mn- 4Cr- 0.5C钢的极图斑点散漫无规律，在拉伸过程中通过晶粒变形和旋转，逐渐产生了明显的以旋转黄铜织构{110}<111>为主的<111>//tD方向丝织构。施密特因子m表达式为：

图6 不同变形量25Mn- 4Cr- 0.5C钢的{111}极图Fig.6 Pole figures of {111} plane of 25Mn- 4Cr- 0.5C steel of different deformation amounts

m=cosφcosλ

(3)

式中：φ为外载荷与滑移面法线(或孪生面法线)的夹角；λ为外载荷与滑移方向(或孪生方向)的夹角。通过式(3)计算旋转黄铜织构取向的{111}<110>滑移系和{111}<112>孪生系的施密特因子，分别为0.27和0.31，当孪生施密特因子大于滑移施密特因子时[14]，有利于孪晶产生。25Mn- 4Cr- 0.5C钢在拉伸过程中随着变形量的增大，逐渐形成了较强的旋转黄铜织构，促进了形变孪晶的产生。

研究表明孪生的体积效应与织构演变密切相关[15]。变形量25%的25Mn- 4Cr- 0.5C钢与变形量20%的25Mn- 3Al- 3Si钢的变形程度虽然相近，但孪晶数量有明显差异(图5(c,d))。25Mn- 4Cr- 0.5C钢的变形量大于25%时，产生了明显的<111>//tD方向丝织构，从而促进了孪生的形成。

3 结论

(1) 25Mn- 4Cr- 0.5C钢的屈服强度为350 MPa，抗拉强度为810 MPa，断后伸长率为64.5%，强塑积高达52 GPa·%。

(2)25Mn- 4Cr- 0.5C钢的室温层错能为(26.6±3) mJ/m2，应变硬化指数n值基本低于0.6。在拉伸过程中无马氏体相产生，以TWIP效应为主要强化机制。

(3)变形量大于25%时，25Mn- 4Cr- 0.5C钢中存在明显的<111>//tD方向丝织构，该织构有利于孪晶产生。变形量为50%时，孪晶相互交叉形成新的二次孪晶，是抗拉强度提高的主要原因。