第4期 米振莉等：Fe-Mn-Si-AI系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 .467· 1.3TWIP钢层错能 薄片，再用砂纸仔细磨至40~60m后，在MTP. 层错能是TWIP钢的一个重要物理特性，它不 1A型双喷减溥仪上进行双喷减薄至穿孔，双喷液为 仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制，还可 5%HCIO3+95%C2HsO(体积分数).由于Fe-Mn-C 以用来解释奥氏体孪晶的形成和组织变化的规律. 系TWIP钢双喷试样在室温下易发生氧化，因而在 在低层错面心立方材料中，层错能决定了形变过 双喷减薄以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化 程中由一个全位错分裂成两个肖克莱不全位错的能 物.透射试样在JEOL JEM2000FXII型分析电镜 力⑧，而奥氏体钢的形变机制主要由层错能决定. 上进行，工作电压为200kV. Dumay等9)建立了具有微量元素掺杂的Fe- 2分析与讨论 Mn-0.6C合金系统的层错能热力学计算模型，同时 计算了不同合金元素对Fe22Mn-0.6C合金系层错 2.1加工硬化曲线 能的影响，其结果与相关实验测量数据大致吻合， 常用的描述材料加工硬化能力的指标主要包 借此热力学模型，亦可估算Fe-m-Si-Al系和Fe 括加工硬化指数，加工硬化系数日以及瞬时加工 n-C系TWTP钢层错能的大小. 硬化速率nm·加工硬化指数n是对指定变形阶段 层错能(T)的计算方法采用文献10-11小： 的材料硬化能力的衡量，一般由真应力~应变关系 P=2p△G-t+2o/. (1) 定义： a=Cem. (3) 其中，厂为奥氏体的层错能，ρ为面心立方体结构晶 体原子密排面的原子密度，△G一为ε马氏体和奥 其中，σ为应力，e为应变，C是强度系数.上式可 氏体之间的化学自由能差值，o/e为e马氏体和奥 化为对数形式： 氏体之间的界面能.通过计算可知Fe-30In-3Si-3A1 Ino InC nlns. (4) 系TWIP钢的层错能为40mJnm2,Fe-22Mn-0.6C 的层错能为27.3mJmm-2 由式(4)可以看出，在双对数坐标下n值是应 考虑到孪晶形成应力与层错能密切相关的事 力与应变直线的斜率.由于实际材料在指定的考察 实，Meyers等1②提出李晶形成临界应力(owin)与 区间内，双对数坐标下应力与应变往往不是严格的 层错能的关系，如下式所示： 线性关系，因此n值的计算常需要通过对考察区间 atwin =K(r/Gb)1/2. (2) 的多个数据点进行线性回归得到. 式中：G为剪切模量；b为柏氏矢量；K为常数，本 应变硬化系数0为应力应变曲线的导数，反映 材料在变形过程中实时的硬化速率.应变硬化系数 实验取6GPa.因此由式(2)可以看出随着层错能 的升高，孪晶形成临界应力随之提高，进而诱发形 日的高低表征了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均 匀变形能力的大小，其定义式为 变孪晶的过程会更加困难. 加工硬化指数也与层错能有关.当材料层错 0=do/de (5) 能较低时，不易交滑移，位错在障碍物附近产生的 应力集中水平要高于层错能高者的材料，这表明层 瞬时形变硬化指数nm表示材料的应变硬化程 错能低的材料加工硬化程度大，值随层错能降低 度，即塑性变形阻力（继续塑性变形所需外应力）随 而增加，且滑移特征由波纹状变为平面状3).在此 塑性变形量的增大而增加的现象，在宏观上是材料 次试样当中，虽然Fe-Mn-Si-Al和Fe-Mn-C两种体 形变强化特性的表征，微观上则反映了不同的应变 系的TWIP钢的层错能都较低，但Fe-Mn-C系的 强化机制14.瞬时形变硬化指数nm是双对数坐标 TWIP钢更低，由此表现出的加工硬化系数区别较 下应力-应变曲线的导数，其定义式为 大，Fe-Mn-Si-Al系的加工硬化系数n值为0.32，Fe- Mn-C系的加工硬化系数n值为0.36，直接验证了 nm dlgo/dlgs. (6) 面心立方晶体中层错能与n值的关系.Fe-Mn-C 系TWIP钢的层错能低于Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢， 因此nm也可以看作是瞬时的n值 因而有更强的加工硬化能力. 本文对两种TWIP钢进行了分析，其真应力- 1.4透射电镜观察 应变曲线如图1所示.这两种TWIP钢的拉伸行为 用于透射电镜观察的试样是从各拉伸试样的 相似，都在很低的强度下(300MPa左右)就发生 有效变形区域上线切割，并制取厚度为0.4mm的 了屈服，并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化第 期 米振莉等 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬化行为 · · 钢层错能 层错能是 钢的一个重要物理特性 , 它不 仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制, 还可 以用来解释奥 氏体孪 晶的形成和组织变化 的规律 在低层错面心立方材料 中, 层错 能决定了形变过 程中由一个全位错分裂成两个 肖克莱不全位错的能 力图, 而奥氏体钢的形变机制主要 由层错能决定 ' 等 建立 了具有微量元素掺杂 的 一 合金系统的层错能热力学计算模型, 同时 计算 了不同合金元素对 一咒 一 合 金系层错 能的影响 , 其结果与相关实验测量数据大致吻 合 借此热力学模型 , 亦可估算 一 一一 系和 外 一 系 钢层错能的大小 层错能 的计算方法采用文献 一川 。■' 一`十 尹 其中, 为奥氏体的层错能, 为面心立方体结构晶 体原子密排面的原子密度 , ■ 丫一`为 马氏体和奥 氏体之间的化学 自由能差值 , 丫￡为 马氏体和奥 氏体之 间的界面能 通过计算可知 一 一 一 系 钢的层错能为 一“, 一。 的层错能为 一 · 考虑到孪 晶形成应 力与层错 能密切相关 的事 实, 等 `“ 提出孪晶形成临界应力 二黔“ 与 层错能的关系 , 如下式所示 二乏` 万 乙` 式中 为剪切模量 乙为柏 氏矢量 为常数 , 本 实验取 因此 由式 可以看出随着层错能 的升高 , 孪晶形成临界应力随之提高, 进而诱发形 变孪 晶的过程会更加 困难 加工硬化指数 也与层错能有关 当材料层错 能较低 时, 不易交滑移 , 位错在障碍物附近产生的 应力集 中水平要高于层错能高者的材料 , 这表明层 错能低的材料加工硬化程度大, 值随层错能降低 而增加 , 且滑移特征 由波纹状变为平面状 在此 次试样 当中 , 虽然 一 一一 和 一 一 两种体 系的 钢的层错 能都较低 , 但 一 一 系的 钢更低, 由此表现 出的加工硬化系数 区别较 大, 一 一 一 系的加工硬化系数 值为 , 一 系的加工硬化系数 值为 , 直接验证了 面心立方 晶体中层错 能与 值 的关系 一 一 系 钢的层错能低于 一 一一 系 钢, 因而有更强 的加工硬化 能力 透射 电镜观察 用 于透射 电镜观察 的试样是 从各拉伸试样 的 有效变形区域上线切割 , 并制取厚度为 的 薄片, 再用砂纸仔细磨至 、 林 后 , 在 型双喷减薄仪上进行双喷减薄至穿孔 , 双喷液为 体积分数 由于 一 一 系 钢双喷试样在室温下易发生氧化 , 因而在 双喷减薄 以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化 物 透射试样在 型分析 电镜 上进行, 工作 电压 为 分析与讨论 加工硬化 曲线 常用的描述材料加工硬化能力 的指标主要包 括加工硬化指数 , , 加工硬化系数 以及瞬时加工 硬化速率 加工硬化指数 是对指定变 形阶段 的材料硬化能力 的衡量 , 一般 由真应力 一应变关系 定义 `几· 其中, 为应力 , 为应变 , 是强度系数 上式可 化为对数形式 由式 可以看出, 在双对数坐标下 值是应 力与应变直线的斜率 由于实际材料在指定的考察 区间内, 双对数坐标下应力与应变往往不是严格的 线性关系 , 因此 值的计算常需要通过对考 察区间 的多个数据点进行线性回归得到 应变硬化系数 为应力应变 曲线的导数 , 反映 材料在变形过程中实时的硬化速率 应变硬 化系数 的高低表征 了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均 匀变形能力 的大 小, 其定义式为 叮 瞬时形变硬化指数 表示材料的应变硬化程 度 , 即塑性变形阻力 继续塑性变形所需外应力 随 塑性变形量的增大而增加 的现象 , 在宏观上是材料 形变强化特性的表征 , 微观上则反映了不同的应变 强化机制 瞬时形变硬化指数 是双对数坐标 下应力一应变 曲线的导数 , 其定义式为 。 因此 ,场, 也可 以看作是瞬时的 值 本文对两种 钢进行了分析, 其真应力 应变 曲线如图 所示 这两种 钢 的拉伸行为 相似 , 都在很低的强度下 左右 就发生 了屈服, 并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化