18.8MnTWIP-TRIP钢应变硬化行为

文献出处： Materials Science and Engineering A
研究背景
近年来，用于交通运输，机器、工程结构 建筑结构 交通运输 机器 工程结构 建筑结构的材料受 结构及建筑结构 交通运输 机器、 到了广泛的关注。超高Mn钢具有高强度及塑性，极好的成形性 能，优良的断裂韧性及比重较小等优点，因此成了研究的焦点； Fe-Mn-(C)合金具有较低的层错能。Al和Si元素的加入都会影响 Fe-Mn合金的层错能及相稳定性，从而增加Fe-Mn合金许多特 性比如与形变孪晶相关的应变硬化 应变硬化，应变诱发γ ( f .c.c ) → ε (h.c. p )及 应变硬化 γ ( f .c.c ) → α (b.c.c ) 转变。 许多研究结果表明，合金元素主要使TWIP钢：当Mn含量小于 15%时发生TRIP效应及当Mn含量超过25%时发生TWIP效应。 当Mn含量为15%~25%时，TRIP效应和TWIP效应都存在，本 文对其机理与应变硬化速率的关系进行了探讨...
应变能的增加使得层错能增高，从而生成变形孪晶，而 应变能的增加使得层错能增高，从而生成变形孪晶， 不是 ε 马氏体。奥氏体向马氏体的转变总是在应力相
对集中的地方发生。
4.2 应变硬化机理
结合图1和图3，在弹性变形阶段（I阶段）表现出非常高的初始应变硬化 速率。随着变形的增加，硬化速率迅速的减小，然后，在低应变区（ II阶 段），硬化速率轻微的降低。在真应变为0.14~0.35，该钢表现出与传统 钢不一样的行为特性，应力应变曲线表现为上凸；（奥氏体转变成马氏体 奥氏体转变成马氏体 造成体积膨胀及诱导塑形松弛） 造成体积膨胀及诱导塑形松弛
图4 加工硬化率与真应变的关系
(dσ / dε ) / σ
3.1.2 显微结构分析
• 变形前 变形前：主要为fcc 相和少量的bcc相， 后者为马氏体和少 量的铁素体。 • 变形后 变形后：由于在室 温没有铁素体形成， 相峰值减小表明奥 氏体转变成了马氏 体。 表明在拉伸过程中 表明在拉伸过程中 发生了TRIP效应。 效应。 发生了 效应
4、结果讨论 、 4.1 拉伸过程的显微结构演变 4.1.1 γ → ε → α 转变（ 0.06~0.14）
从图7（a）可以看出，在退火态，出现了少量的位错及层错，当应变量达 到0.06时，层错增加，并出现了大量重叠。同时，如图5所示，X射线衍射 结果发现 ε 相增加；
ε 该结果表明， 马氏体通过a<112>/6部分位错形成的层错而形核，也可能通 过层错的重叠而直接形核，因此，在相变过程中，奥氏体中的层错表现出极 马氏体通常在两个 晶体交界处形成。在交界处，由于大的位错， 晶 其关键的作用，在外力作用下，当一个面上的原子被挤出或发生迁移，在 核容易沿着 晶体主要滑移面而长大。应变能量的积累，诱发马氏体的长大； (111)γ 面上形成一个新的层错，其很可能成为细小的 ε 相的起源。在 ε 相形 位错密度的增加使得新的马氏体形核。 成的初始阶段，堆垛层错通常在滑移面相交处或者晶界或退火孪晶界处形成。
2、实验步骤 、实验步骤 在50kg的真空感应炉里熔炼 锻造 熔炼，锻造 熔炼 锻造成厚40mm，11500C均热处 均热处 热轧成厚度为3.5mm的板材。实验试样从热轧 理2小时，然后热轧 热轧 加热到 保温1小时 板材上切割下来，加热到11000C保温 小时，水冷 加热 保温 小时，水冷。 所有的拉伸实验在CMT5105电子拉伸试验机上进行（室温）， 拉伸速率为10-3s-1。其中一个试样拉断，其他试样分别均匀变 形到真应变为0.03、0.06、0.14、0.19、0.24、0.29、0.35、 、 、 、 、 、 、 、 0.45，以研究其变形机理。 变形前后试样的显微结构用OLYMPUS GX51光学显微镜 光学显微镜及 光学显微镜 Philips EM400T.D/MAX-Ra X射线衍射仪，TEM进行观察。 射线衍射仪 料表明，只要相当微弱的应变就可以诱导 ε 相的形成，所以，在塑性变 形的初始阶段， ε 相迅速增加，然后转变为 α 马氏体。
4.1.2 应变诱导形变孪晶（ =0.14~0.35） 应变诱导形变孪晶（ 诱导形变孪晶 ）
从相的体积分数和应力-应变曲线的关系可以发现，在真应变为 在真应变为 0.14~0.35时，各相的体积分数均为常数 时 各相的体积分数均为常数。而真应力随着应变的增 加而迅速增加。 该现象归因于孪晶的形成； 孪生可以看成是部分位错的合理重组的行为，晶粒总是会转向更 有利于塑性变形的方向，被孪晶晶界阻碍的堆积位错会形成应力 集中。当孪生很难发生时，又会发生滑移。孪生和滑移交替发生， 从而使钢得到强化 使钢得到强化 使钢得到强化。 通常认为，变形孪晶阻碍了位错滑移，从而提高了加工硬化速率。 图7（e）显示了孪晶与滑移的相互作用，图7（f）显示了大量的 变形孪晶，表明，在此变形阶段的应变硬化机理受到孪晶及孪晶 表明， 表明 和滑移的相互作用控制。 和滑移的相互作用控制
应变硬化速率和加工硬化率
对应于图1不同的 变形阶段，在初始 阶段（弹性阶段 弹性阶段） 弹性阶段 应变硬化速率迅速 减小，然而，在塑 形变形阶段，其先 减小，到达中间阶 段，其缓慢的增加， 而后下降。
图3 应变硬化速率与真硬变的关系
dσ / d ε
加工硬化率刚开 始显著的下降， 然后接近于稳定， 当 (dσ / d ε ) / σ 降 到小于1，紧缩发 生，然后断裂
5、结论 、
）当真应变在 ， 真应力应变曲线显著增加， 2）当真应变为 3）当真应变为 当真应变在0.14~0.35，应变诱导 γ → ε → α 转变占主要， 应变为0.06~0.14，真应力应变曲线显著增加，曲线 转变占主要 占主要， （4）当真应变在0.35~0.45，应力随着变形的发生而发生高度 （1）通过 ）通过Mn18.8%的TRIP/TWIP钢的拉伸实验研究了该钢的 的 2 钢的拉伸实验研究了该钢的 集中。奥氏体和马氏体逐渐保持相同的应变 α 马氏体在孪晶 应变， 集中。奥氏体和马氏体逐渐保持相同的应变， 马氏体在孪晶 在早期阶段，层错大量增加，出现大量的重叠。 马氏体的形 的二阶倒数满足 在早期阶段，层错大量增加0 出现大量的重叠。 ε 马氏体的形 的二阶倒数满足 d 2σ / d ε > ， 但是没有相变的发生。该行为可 。但是没有相变的发生。 应变硬化行为。其表现出高的应变硬化速率 真应力应变曲线 应变硬化行为。其表现出高的应变硬化通过，真应力应变曲线 α 速率， 没有发现孪晶 区沿着厚度方向而长大。在最后阶段，速率 通常在两个 ε 马 区沿着厚度方向而长大。在最后阶段，通过TEM没有发现孪晶 核可以直接通过层错的重叠来实现， 马氏体通常在两个 核可以直接通过层错的重叠来实现， 马氏体 归结为孪晶的形成。位错运动受到变形孪晶的阻碍， 归结为孪晶的形成。位错运动受到变形孪晶的阻碍，其使钢硬 可以分为四个阶段 阶段； 可以分为四个阶段； 结构，但出现了混乱的变形带。 结构晶体间形成。 氏体晶体间形成 马氏体通过晶体的合并而连续的长大。 氏体晶体间形成。然后 马氏体通过晶体的合并而连续的长大。 化。，但出现了混乱的变形带。
谢谢
4.1.3
γ → α 转变（ =0.35~0.45） 转变（ ）
当真应变为0.35~0.45时，随着变形的进行，应力集中 达到更大。XRD结果 结果显示，在此阶段，部分奥氏体转变 结果 为马氏体，也就是说，在变形时发生了TRIP效应。
ε 实验结果表明，当层错能相对较低时， 马氏体初步形成， 并且，奥氏体可以通过 ε 马氏体转变形成 α 马氏体。
3、实验结果 、 • 3.1 拉伸实验结果 3.1.1 机械行为（力学特征）
试样的真应力-应 变曲线表明该钢种 表现出很好的机械 特性：具有高的真 应力（1300Mpa） 及大的真应变 （0.45），相对较 低的屈服强度及连 续屈服（如左图）。 根据曲线特性可以 把应力应变曲线分 为四个阶段
II.在塑形变形的初始阶段， I.弹性变形，各相的 奥氏体的体积分数随着真 体积分数不变 IV.奥氏体的体积分数 α 应变的增加而迅速下降， III.没有相的变化 随着变形的增加而降 ε 马氏体相反， 马氏体增 低，马氏体相反 加后下降，而后接近于常 数。
在最后的塑性变形阶段（ 0.35~0.45），由于形变诱导马氏体与形变孪晶 由于形变诱导马氏体 由于形变诱导马氏体与形变孪晶 的相互作用，应变硬化速率有升高。过剩奥氏体也会导致加工硬化 速率有升高 奥氏体也会导致加工硬化。 的相互作用，应变硬化速率有升高。过剩奥氏体也会导致加工硬化。马氏 体的转变导致体积膨胀诱导了位错的产生，因此，位错会堆积在边界处， 使得界面能减小。当应力集中使得马氏体达到屈服强度并发生变形，接触 面就会很容发生分离，从而导致显微裂纹。裂解通常发生在能量最低的方 向，沿着阻力最小的路径发生。因此，主裂纹沿着界面扩展，从而导致最 后的破坏。
含Mn18.8%的TRIP/TWIP钢 Mn18.8%的TRIP/TWIP钢 的应变硬化行为
讲解： 讲解：曾敬山
作者与文献来源
作者：
∗ Hao Dinga,∗, Hua Dinga,b, Dan Songa, Zhengyou Tanga, Ping Yang（东北大学材料与冶金学院） （东北大学材料与冶金学院）
图5 变形过程X射线衍射结果 ： (a) 0 (b)0.06 (c) 0.14 (d) 0.25 (e) 0.35 (f) 0.45
• 变形前：出现了少 变形前： 量的退火孪晶，在 奥氏体晶粒边界分 散着马氏体或者铁 素体岛。 • 变形过程中：形成 变形过程 过程中 了更多的变形孪晶。 • 在断裂时：少量显 断裂时 微裂纹沿着不同相 界面扩展。
图6 实验钢不同变形下的光学显微组织 (a) 0 (b)0.14 (c)0.25 (d)0.45
（a） 出现少量层错; ） （b-c）在少量变形后， ） 层错迅速增加，并发现 了高密度的 ε 相； （d-f）位错随着变形 ） 的增加而增加，且出现 变形孪晶，在孪晶与位 错间有交互作用； （g）形成了更多的孪 ） 晶，并且非常细小，孪 晶在不同的变形方向发 生重叠； （h-i）出现了马氏体 ） 及混乱的变形带结构。 显微结构分析表明 显微结构分析表明 在变形过程中发生 了TRIP和TWIP效应 和 效应 图7 实验钢不同变形量的TEM显微组织 (a) 0 (b) 0.03 (c)0.06 (d)0.14 (e) 0.19 (f) 0.24 (g) 0.29 (h) 0.35 (i) 0.45