杨永刚等：析出强化与孪晶强化在Fe-24Mn-3Si-3 AI TWIP钢退火过程中的作用机制 ·857* 了孪晶诱导塑性外，析出强化也是其强化机制.根据 在退火温度为900℃、保温20min时，屈服强度相 Gladman四的理论，位错线在滑移面上两个相邻粒子 差不大，抗拉强度变化较为明显（图2）.而对其组织 之间引出，模拟以析出粒子弥散分布为根据得出强化 观察时，却并未发现该工艺下的析出物尺寸、体积分数 效果与析出质点的平均半径和体积分数的关系，即： 有显著变化，因此采用透射电镜对实验用TWP钢进 行组织观察，研究其强化机制，同时对析出相的种类进 △S。=0.538Gh 店（品） (1) 行鉴定. 式中：△S。为析出相对强度的影响：G为剪切模量， 在退火温度为900℃、保温20min工艺下试验钢 MPa;b为伯氏矢量，nmf为析出粒子的体积分数：d为 组织形貌如图5所示，图5()中有大量的形变孪晶， 析出粒子的平均截线直径，nm. 其平均尺寸约40nm;右上角衍射花样标定证明其为奥 由式(1)可知，析出强化效果与颗粒尺寸和体积 氏体李晶.而图5(b)中显示实验用TWIP钢在该工艺 分数有关.颗粒尺寸越小，体积分数越大，析出强化效 下发生了不同位向李晶间的交割现象，而其他工艺下 果越好 的组织观察却并未有李晶交割现象，同时扫描电镜下 实验用TWP钢的微观组织观察表明：在800℃析 的组织观察表明该工艺下实验用TWP钢生成二次孪 出物尺寸与700℃相差不大，但800℃工艺下的析出量 晶（图4(c).现有的研究发现较高温度处理后的 多于700℃（图3(b)中右上方的局部放大图），故其强 TWP钢晶粒内开动的李生系多，易发生李晶交割和二 化作用较强，拉伸强度较高.900℃的析出量也较700 次孪晶现象，可以有效提升TWIP钢的抗拉强度，因此 ℃多，但其析出尺寸较大，强化作用减弱，因此屈服 认为该退火工艺条件下试样抗拉强度波动的主导因素 强度和抗拉强度低于800℃. 为李晶交割及二次李晶. 13 022 图5900℃退火保温20min的实验钢微观组织.(a)形变孪品及其衍射花样标定：(b)孪品交割 Fig.5 TEM images of tested steel annealed at 900 C for 20 min:(a)deformation twins and selected area diffraction patterns:(b)delivery of twins 经透射电镜观察到的析出物的形貌及其衍射花样 产生较好的析出强化效果，而在20min保温时，析出相 如图6(a)所示，图6(b)为析出物的元素分析.因花样 没有明显变化，对于析出相在不同保温时间下的作用、 的偶合具有不唯一性，故对该相两种不同花样进行 析出相在多长保温时间下能获得较好的析出强化效果 标定，并结合析出物的元素分析，确定其为复杂fc心结 等方面的问题，有待进一步研究 构的(Fe,Mn)aCs相.一般而言，Mn、Fe碳化物具有 3结论 高的硬度、高的熔点，碳化物的均匀分布可以显著提高 钢的强度、硬度和耐磨性，析出尺寸较大时会降低钢的 (1)Fe-24Mn-3Si-3 Al TWIP钢的抗拉强度和屈 伸长率，不利于延伸变形6-刀.图2中在800℃保温 服强度总体上随着退火温度的升高而降低，但在退火 l0min下，实验钢的伸长率降低，也间接验证了(Fe, 温度为800℃、保温10min和退火温度为900℃、保温 Mn)2aC.相的析出.综合Fe-24Mn-3Si-3 AI TWIP钢的 20min的两个工艺下，拉伸强度发生波动. 力学性能和微观组织，(Fe,Mn)aC。相的沉淀析出、二 (2)析出强化是温度800℃、保温10min的退火 次孪晶及孪晶交割会使试验钢的屈服强度和抗拉强度 工艺的主要强化机制，析出相(Fe,Mn)Cs的增多引 有不同程度的提高，伸长率会不同程度的下降；在保温 起屈服和抗拉强度升高. 10min的条件下，相对于其他退火温度，800℃退火会 (3)李晶强化是温度900℃、保温20min的退火杨永刚等: 析出强化与孪晶强化在 Fe--24Mn--3Si--3Al TWIP 钢退火过程中的作用机制 了孪晶诱导塑性外，析出强化也是其强化机制． 根据 Gladman［13］的理论，位错线在滑移面上两个相邻粒子 之间引出，模拟以析出粒子弥散分布为根据得出强化 效果与析出质点的平均半径和体积分数的关系，即: ΔSp = 0. 538Gb ( f － 1 2 ) d ( ln d 2 ) b ． ( 1) 式中: ΔSp 为析 出 相 对 强 度 的 影 响; G 为 剪 切 模 量， MPa; b 为伯氏矢量，nm; f 为析出粒子的体积分数; d 为 析出粒子的平均截线直径，nm． 由式( 1) 可知，析出强化效果与颗粒尺寸和体积 分数有关． 颗粒尺寸越小，体积分数越大，析出强化效 果越好． 实验用 TWIP 钢的微观组织观察表明: 在 800 ℃析 出物尺寸与700 ℃相差不大，但800 ℃工艺下的析出量 多于 700 ℃ ( 图 3( b) 中右上方的局部放大图) ，故其强 化作用较强，拉伸强度较高． 900 ℃ 的析出量也较 700 ℃多，但其析出尺寸较大，强化作用减弱［14］，因此屈服 强度和抗拉强度低于 800 ℃ ． 在退火温度为 900 ℃、保温 20 min 时，屈服强度相 差不大，抗拉强度变化较为明显( 图 2) ． 而对其组织 观察时，却并未发现该工艺下的析出物尺寸、体积分数 有显著变化，因此采用透射电镜对实验用 TWIP 钢进 行组织观察，研究其强化机制，同时对析出相的种类进 行鉴定． 在退火温度为 900 ℃、保温 20 min 工艺下试验钢 组织形貌如图 5 所示，图 5( a) 中有大量的形变孪晶， 其平均尺寸约 40 nm; 右上角衍射花样标定证明其为奥 氏体孪晶． 而图 5( b) 中显示实验用 TWIP 钢在该工艺 下发生了不同位向孪晶间的交割现象，而其他工艺下 的组织观察却并未有孪晶交割现象，同时扫描电镜下 的组织观察表明该工艺下实验用 TWIP 钢生成二次孪 晶( 图 4( c) ) ． 现有的研究［14］发现较高温度处理后的 TWIP 钢晶粒内开动的孪生系多，易发生孪晶交割和二 次孪晶现象，可以有效提升 TWIP 钢的抗拉强度，因此 认为该退火工艺条件下试样抗拉强度波动的主导因素 为孪晶交割及二次孪晶． 图 5 900 ℃退火保温 20 min 的实验钢微观组织 . ( a) 形变孪晶及其衍射花样标定; ( b) 孪晶交割 Fig． 5 TEM images of tested steel annealed at 900 ℃ for 20 min: ( a) deformation twins and selected area diffraction patterns; ( b) delivery of twins 经透射电镜观察到的析出物的形貌及其衍射花样 如图 6( a) 所示，图 6( b) 为析出物的元素分析． 因花样 的偶合具有不唯一性［15］，故对该相两种不同花样进行 标定，并结合析出物的元素分析，确定其为复杂 fcc 结 构的( Fe，Mn) 23 C6 相． 一般而言，Mn、Fe 碳化物具有 高的硬度、高的熔点，碳化物的均匀分布可以显著提高 钢的强度、硬度和耐磨性，析出尺寸较大时会降低钢的 伸长率，不利于延伸变形［16--17］． 图 2 中在 800 ℃ 保温 10 min 下，实验钢的伸长率降低，也间接验证了( Fe， Mn) 23C6相的析出． 综合 Fe--24Mn--3Si--3Al TWIP 钢的 力学性能和微观组织，( Fe，Mn) 23C6相的沉淀析出、二 次孪晶及孪晶交割会使试验钢的屈服强度和抗拉强度 有不同程度的提高，伸长率会不同程度的下降; 在保温 10 min 的条件下，相对于其他退火温度，800 ℃ 退火会 产生较好的析出强化效果，而在 20 min 保温时，析出相 没有明显变化，对于析出相在不同保温时间下的作用、 析出相在多长保温时间下能获得较好的析出强化效果 等方面的问题，有待进一步研究． 3 结论 ( 1) Fe--24Mn--3Si--3Al TWIP 钢的抗拉强度和屈 服强度总体上随着退火温度的升高而降低，但在退火 温度为 800 ℃、保温 10 min 和退火温度为 900 ℃、保温 20 min 的两个工艺下，拉伸强度发生波动． ( 2) 析出强化是温度 800 ℃、保温 10 min 的退火 工艺的主要强化机制，析出相( Fe，Mn) 23 C6的增多引 起屈服和抗拉强度升高． ( 3) 孪晶强化是温度 900 ℃、保温 20 min 的退火 · 758 ·