。120 北京科技大学学报 2007年增刊2 (a) 0.3m 0.2m 图71000℃退火后钢板的孪晶和层错.(a)退火孪晶：(b)层错 于TWIP钢在变形过程中应变诱导产生形变孪晶， 孪生调整了晶体的取向，使塑性变形得以继续进行， 大量孪晶的形成会使TWP钢发生较好的无颈缩 均匀延伸，因而表现出非常高的塑性. 在1000℃退火后和800℃C退火后的晶粒直径 分别为20~40m和4~5m左右.因为大部分退 火孪晶是在一次再结晶过程中形成.他们随着晶粒 长大而长大，在施加外力情况下变形李晶在退火李 03m 晶基础上产生，大块退火孪晶的存在是TWIP效应 充分进行的条件，因此经1000℃退火后钢板的性能 图81000℃退火拉伸变形后的形变孪晶 优于800℃C退火的性能. 些两边界面平直的李晶片.平直的界面是共格的李 3结论 晶界面，平行于{111}面，孪晶的台阶以及孪晶终端 是非共格的.虽然在回复过程也会产生孪晶，但是 (1)1000℃退火后钢板可达到640MPa左右的 大部分退火孪晶是在一次再结晶过程中形成，他们 抗拉强度和255MPa左右的屈服强度以及82%以 随着晶粒长大而长大，在晶粒长大过程中亦有为数 上的延伸率，具有较好的综合性能，故25 Mn TWIP 不多的李晶形成到.此外，当层错能较低时，在再结 钢板的最佳退火温度为1000℃. 品过程中，界面的推移会发生层错现象，堆垛层错接 (2)800℃G退火时发生了部分再结晶，组织为奥 近原子厚度的亚微观孪晶，是孪生的先兆，即层错的 氏体和铁素体两相组织，存在少量的层错和孪晶： 1000C退火时完成了再结晶.组织为单一的奥氏 发生使李晶界面出现.因此退火后微观组织中同时 存在大量的层错和孪晶。此外，晶粒内的层错和晶 体，内部为大量的层错和孪晶微结构 (3)钢板再结晶退火处理后在奥氏体母体里存 内孪晶的多少首先取决于层错能的高低.降低层错 在大量的退火孪晶，在变形过程中产生形变孪晶，即 能，从而降低了层错生成的能垒，将使层错和晶内孪 晶的数量增加，高锰钢中M可以降低层错能，所以 发生了TWIP效应，有利于塑性的提高. (4大块退火孪晶的存在是TWIP效应充分进 有机会出现大量的层错和晶内李晶匀. 行的必要条件 奥氏体钢的性能主要取决于堆垛层错，层错能 决定了变形过程中的主要变形机制9.高锰奥氏体 参考文献 钢层错能较低，在塑性形变初期，低的层错能将阻止 I]Grassel O.Kruger L.Fmmmeyer G.et al High strength Fe- 晶粒交滑移，产生大量的层错，随着形变量的增加和 MAl,Si)TRIP/TWIP steels development-properties-applica 不完全位错的运动，高锰奥氏体钢会在层错的基础 tion.Int J Plast,2000.(16),1391 【胡德林，张帆.三元合金相图。西安：西北工业大学出版社， 上形成李晶.李晶界面的存在使位错运动的阻力增 1995.9 大，李晶愈细愈多阻力愈大，李晶的数目多且细切割 【习余宗森，田中桌.金属物理学.北京：治金工业出版社，1982 晶体的作用愈显著，导致材料的强度提高.正是由【9余永宁.金属学原理.北京：治金工业出版社，2000图 7 1 000 ℃退火后钢板的孪晶和层错.( a) 退火孪晶;( b) 层错 图 8 1 000 ℃退火拉伸变形后的形变孪晶 些两边界面平直的孪晶片 .平直的界面是共格的孪 晶界面, 平行于{111}面, 孪晶的台阶以及孪晶终端 是非共格的 .虽然在回复过程也会产生孪晶, 但是 大部分退火孪晶是在一次再结晶过程中形成, 他们 随着晶粒长大而长大, 在晶粒长大过程中亦有为数 不多的孪晶形成[ 4] .此外, 当层错能较低时, 在再结 晶过程中, 界面的推移会发生层错现象, 堆垛层错接 近原子厚度的亚微观孪晶, 是孪生的先兆, 即层错的 发生使孪晶界面出现 .因此退火后微观组织中同时 存在大量的层错和孪晶.此外, 晶粒内的层错和晶 内孪晶的多少首先取决于层错能的高低 .降低层错 能, 从而降低了层错生成的能垒, 将使层错和晶内孪 晶的数量增加, 高锰钢中 M n 可以降低层错能, 所以 有机会出现大量的层错和晶内孪晶 [ 5] . 奥氏体钢的性能主要取决于堆垛层错, 层错能 决定了变形过程中的主要变形机制[ 6] .高锰奥氏体 钢层错能较低, 在塑性形变初期, 低的层错能将阻止 晶粒交滑移, 产生大量的层错, 随着形变量的增加和 不完全位错的运动, 高锰奥氏体钢会在层错的基础 上形成孪晶.孪晶界面的存在使位错运动的阻力增 大, 孪晶愈细愈多阻力愈大, 孪晶的数目多且细切割 晶体的作用愈显著, 导致材料的强度提高.正是由 于 TWIP 钢在变形过程中应变诱导产生形变孪晶, 孪生调整了晶体的取向, 使塑性变形得以继续进行, 大量孪晶的形成会使 TWIP 钢发生较好的无颈缩 均匀延伸, 因而表现出非常高的塑性 . 在 1 000 ℃退火后和 800 ℃退火后的晶粒直径 分别为 20 ～ 40 μm 和 4 ～ 5 μm 左右.因为大部分退 火孪晶是在一次再结晶过程中形成, 他们随着晶粒 长大而长大, 在施加外力情况下变形孪晶在退火孪 晶基础上产生, 大块退火孪晶的存在是 TWIP 效应 充分进行的条件, 因此经1 000 ℃退火后钢板的性能 优于 800 ℃退火的性能. 3 结论 ( 1) 1000 ℃退火后钢板可达到 640M Pa 左右的 抗拉强度和 255 M Pa 左右的屈服强度以及 82 %以 上的延伸率, 具有较好的综合性能, 故 25M n TW IP 钢板的最佳退火温度为 1 000 ℃. ( 2) 800 ℃退火时发生了部分再结晶, 组织为奥 氏体和铁素体两相组织, 存在少量的层错和孪晶; 1 000 ℃退火时完成了再结晶, 组织为单一的奥氏 体, 内部为大量的层错和孪晶微结构 . ( 3) 钢板再结晶退火处理后在奥氏体母体里存 在大量的退火孪晶, 在变形过程中产生形变孪晶, 即 发生了 TWIP 效应, 有利于塑性的提高. ( 4) 大块退火孪晶的存在是 TWIP 效应充分进 行的必要条件. 参 考 文 献 [ 1] Grassel O, Kruger L, Frommeyer G, et al.High strength Fe￾Mn-( Al, Si) T RIP/ TWIP steels development-properties-applica￾tion.Int J Plast, 2000, ( 16) , 1391 [ 2] 胡德林, 张帆.三元合金相图.西安:西北工业大学出版社, 1995.9 [ 3] 余宗森, 田中桌.金属物理学.北京:冶金工业出版社, 1982 [ 4] 余永宁.金属学原理.北京:冶金工业出版社, 2000 · 120 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2007 年 增刊 2