金属学报, 2019, 55(6): 792-800 DOI: 10.11900/0412.1961.2018.00566

退火温度对TWIP钢组织性能和氢致脆性的影响

董福涛,1, 薛飞2, 田亚强1, 陈连生1, 杜林秀3, 刘相华3

1. 华北理工大学教育部现代冶金技术重点实验室 唐山 063210

2. 华北理工大学电气工程学院 唐山 063210

3. 东北大学轧制技术与连轧自动化国家重点实验室 沈阳 110819

Effect of Annealing Temperature on Microstructure, Properties and Hydrogen Embrittlement of TWIP Steel

DONG Futao,1, XUE Fei2, TIAN Yaqiang1, CHEN Liansheng1, DU Linxiu3, LIU Xianghua3

1. Key Laboratory of the Ministry of Education for Modern Metallurgy Technology, North China University of Science and Technology, Tangshan 063210, China

2. College of Electrical Engineering, North China University of Science and Technology, Tangshan 063210, China

3. The State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China

通讯作者: 董福涛,dongft@sina.com,主要从事新型钢铁材料的组织性能研究

责任编辑: 毕淑娟

收稿日期: 2018-12-26   修回日期: 2019-03-22   网络出版日期: 2019-05-28

基金资助: 国家自然科学基金项目.  No.51501056
河北省自然科学基金项目.  No.E2016209341
河北省教育厅项目.  No.BJ2014031
华北理工大学培育基金项目.  No.JP201510

Corresponding authors: DONG Futao, associate professor, Tel:(0315)8805420, E-mail:dongft@sina.com

Received: 2018-12-26   Revised: 2019-03-22   Online: 2019-05-28

Fund supported: National Natural Science Foundation of China.  No.51501056
Natural Science Foundation of Hebei Province.  No.E2016209341
Educational Commission of Hebei Province.  No.BJ2014031
Foundation of North China University of Science and Technology.  No.JP201510

作者简介 About authors

董福涛,男,1985年生,副教授,博士

摘要

采用电化学结合低应变速率拉伸实验(SSRT)的方法和OM、SEM等手段研究了退火温度对Fe-18Mn-0.6C TWIP钢充氢条件下力学性能和变形行为的影响,并探讨了各类微观组织结构对氢致脆性的作用。结果表明,TWIP钢晶粒尺寸随退火温度的升高逐渐增大,700 ℃退火板晶界处容易观察到(Fe, Mn)3C渗碳体。900 ℃退火获得的中等尺寸均匀晶粒的TWIP钢具有最高的强塑积。在电化学充氢和SSRT同时进行下,TWIP钢的强度和塑性大幅下降,随退火温度的升高,强塑积损失率(R)呈增大趋势。高温退火得到的大尺寸晶粒在变形中更容易产生形变孪晶,孪晶/孪晶交叉位置和孪晶/晶界交叉位置是氢致裂纹的主要来源。尽管相对低温退火得到大尺寸晶粒和界面处层错能(SFE)变化使TWIP钢在变形中不容易产生形变孪晶,但其局部粗大的碳化物与形变孪晶间产生的应力集中处极易形成空位,演化成裂纹源,使相对低温退火的TWIP钢本身塑性不高。低于800 ℃退火对TWIP钢提高氢脆抵抗力没有明显作用。

关键词: TWIP钢 ; 氢致脆性 ; 形变孪晶 ; 碳化物

Abstract

TWIP steel as the representative of advanced high strength steel (AHSS) has a bright future in market and application owing to its excellent strength and ductility. Hydrogen embrittlement (HE) as a difficult problem of TWIP steel, researches on solving it mainly focus on alloying, few effort has been made on the mechanism of improving HE resistance by process adjustment and microstructure optimization. In this work, electrochemically combined with slow strain rate tensile test (SSRT) and OM, SEM have been used to study the effect of annealing temperature on mechanical property and deformation behavior of a Fe-18Mn-0.6C (mass fraction, %) twinning-induced plasticity (TWIP) steel, and also the influence of various microstructures on HE were discussed. The results showed that the grain size of TWIP steel increased with the increasing annealing temperature. In 700 ℃ annealed sheet, grain boundary (Fe, Mn)3C cementite was obvious. TWIP steel with uniform medium-sized grains by 900 ℃ annealing had the highest strength-ductility balance. After SSRT under ongoing hydrogen charging, strength and plasticity reduced significantly. The strength-ductility balance loss rate (R) showed a tendency of increasing with the increasing annealing temperature. Deformation twins were more likely to be produced in large-sized grains by high temperature annealing. The junctions of twin/twin and twin/grain boundary were the main sources of hydrogen induced cracks. Although relatively low temperature annealing resulted in fine grains and the change of stacking fault energy (SFE) along grain boundary, deformation twins were not easily formed. But it was very vulnerable to generate vacancies where the stress concentrated between the local coarse carbides and deformation twins, then evolved into crack sources. As a result, the plasticity of TWIP steel itself was not high when annealed at a relatively low temperature. It had no apparent effect on improving HE resistance for TWIP steel annealed below 800 ℃.

Keywords: TWIP steel ; hydrogen embrittlement ; deformation twin ; carbide

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本文引用格式

董福涛, 薛飞, 田亚强, 陈连生, 杜林秀, 刘相华. 退火温度对TWIP钢组织性能和氢致脆性的影响. 金属学报[J], 2019, 55(6): 792-800 DOI:10.11900/0412.1961.2018.00566

DONG Futao, XUE Fei, TIAN Yaqiang, CHEN Liansheng, DU Linxiu, LIU Xianghua. Effect of Annealing Temperature on Microstructure, Properties and Hydrogen Embrittlement of TWIP Steel. Acta Metallurgica Sinica[J], 2019, 55(6): 792-800 DOI:10.11900/0412.1961.2018.00566

以汽车行业轻量化、更加安全环保需求引领的先进高强钢(AHSS)研发一直是钢铁材料发展的重点。孪生诱发塑性(TWIP)钢高强塑积的特性具有很大的市场应用潜力,在汽车行业得到应用的同时,又不断推广到能源、海洋工程等领域。随着应用的日渐广泛,氢致脆性及滞后断裂问题成为了TWIP钢研究开发的难题之一[1,2,3,4,5]。根据研究,尽管TWIP钢单相的fcc奥氏体与bcc马氏体相比具有更大的溶氢量和更低的氢扩散速率,但在充氢条件下仍然表现出了明显的延伸率降低[4,6,7,8]。目前,对钢铁材料氢脆问题研究多见于铁素体/马氏体高强钢,而对于奥氏体钢的氢脆研究也大多集中在奥氏体不锈钢,对TWIP钢氢脆问题的研究比较少见。

尽管金属材料氢脆问题的研究经历了较长时间,但氢脆的机理仍未彻底阐明,这可能是由于该问题受材料中许多因素相互作用的影响。一般情况下,给定材料的氢脆敏感性取决于强度级别[9]、残余应力[1,10]、溶解氢含量[11,12]和微观结构特征,如各类晶格缺陷密度[13,14]。目前,解决TWIP钢氢致滞后断裂和应力腐蚀问题的相关研究主要集中在合金化方面[1,15,16,17,18]。而对于通过工艺控制组织,如晶粒和退火孪晶、碳化物析出等改善氢脆问题的研究相对较少。Koyama等[8]最早开发了电化学充氢过程中对Fe-18Mn-1.2C TWIP钢试样进行低应变速率拉伸实验(SSRT)的新方法,发现其断后伸长率降幅比充氢后实验大得多。TWIP钢内部组织对氢脆起了重要影响,晶界和孪晶对氢致脆性裂纹的形核和裂纹扩展均会起到促进作用。由此可见,进行充氢过程中材料变形实验可从深一层次揭示材料塑性变形和失效的本质,然而此种实验方法的应用较少。

本工作采用在线电化学充氢过程中对Fe-18Mn-0.6C TWIP钢试样进行SSRT和不同程度变形条件下微观组织分析的方法,研究不同退火温度条件下的不同微观组织对实验用钢力学性能和氢脆敏感性的影响。揭示在线充氢和受力变形条件下TWIP钢氢脆的机理,优化TWIP钢生产工艺参数。

1 实验方法

实验用Fe-18Mn-0.6C TWIP钢采用真空感应炉熔炼,铸成钢锭,化学成分(质量分数,%)为:Mn 18.52,C 0.60,Fe余量。铸锭经开坯后,随炉加热到1200 ℃,并保温2 h,然后在450 mm单机架二辊可逆热轧机上进行一阶段轧制,轧制过程中进行严格控轧. 在1150 ℃开轧,将终轧温度控制在约930 ℃,压下规程为:40→30→21→15→11→8→6→5 mm。然后进行加速控制冷却(ACC),在控制冷速约20 ℃/s的条件下,将热轧板冷却至580 ℃空冷。之后,将热轧板放入1000 ℃的箱式电阻炉中保温1 h淬火,进行固溶处理。钢板经表面打磨后,用直拉式四辊可逆冷轧机冷轧至2.2 mm厚。冷轧板在箱式电阻炉中模拟罩式退火,选择退火温度分别为700、800、900和1000 ℃,保温15 min淬火。

钢板沿轧制方向切取拉伸试样。将电化学实验装置与拉伸试验机相结合,试样被有机玻璃容器包围,底部采用硅胶圈密封,电解液面高于均匀塑性段上部。随着拉伸的进行,新溶液被不断地补充至容器内,以保证液面高于均匀塑性段上部。为避免钢板试样受到阴极腐蚀,充氢电解液采用3%NaCl、0.3%NH4SCN (质量分数)混合水溶液,充氢电流为10 mA/cm2。在充氢电流的作用下,溶液中的H+在钢板试样表面被还原为H,溶入钢板试样。同时,拉伸过程在室温下进行,由于氢在奥氏体中扩散速率较低,充氢条件下采用SSRT (应变速率小于8.3×10-5 s-1),H原子有充足的时间在晶格间或以缺陷为通道扩散进入钢板试样内部,在缺陷交叉位置的应力集中处聚集,与变形过程相互作用,影响钢板的脆化。

微观组织观察截取试样轧制方向(RD)×板面法向(ND)面,经粗磨→精磨→抛光后,先后采用4% (体积分数)的硝酸酒精溶液和100 g/L偏重亚硫酸钠(Na2S2O5)溶液腐蚀。用Mef3万能金相显微镜(OM)和装配有能谱仪(EDS)的Quanta650场发射扫描电子显微镜(SEM)对其显微组织进行观察分析。采用Image-Pro软件对每种工艺超过10张以上随机选取的金相照片进行晶粒尺寸统计。

2 实验结果

2.1 显微组织

图1所示为TWIP钢不同温度退火板组织的OM像,选取钢板厚度3/4位置。可以看出,室温下实验用钢退火组织为单相近似等轴的奥氏体,晶粒尺寸受退火温度的影响较大,随退火温度的升高晶粒尺寸逐渐增大,平均晶粒尺寸从700~1000 ℃退火分别为12.6、18.2、25.4和33.1 μm。晶粒内可以清晰地看到退火孪晶,且退火孪晶的数量和尺寸随晶粒尺寸的增大而增大。图2为不同温度退火板的奥氏体晶粒尺寸分布。从不同尺寸晶粒所占的比例可以看出,700和800 ℃退火的TWIP钢晶粒尺寸不均匀,大小尺寸晶粒共存,5~35 μm的晶粒比例均较高;而900和1000 ℃退火的TWIP钢晶粒尺寸比较均匀,20~35 μm的晶粒占了较大的比例。

图1

图1   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢不同温度退火板的OM像

Fig.1   OM images of Fe-18Mn-0.6C twinning induced plasticity (TWIP) steel annealed sheets with annealing temperatures of 700 ℃ (a), 800 ℃ (b), 900 ℃ (c) and 1000 ℃ (d)


图2

图2   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢不同温度退火板的奥氏体晶粒尺寸分布

Fig.2   Austenite grain size distributions of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets with annealing temperatures of 700 ℃ (a), 800 ℃ (b), 900 ℃ (c) and 1000 ℃ (d)


2.2 未充氢TWIP钢的力学性能

3所示为TWIP钢退火板未充氢条件下室温拉伸实验得到的工程应力-应变曲线。可以看出,各温度退火板均表现出明显的连续屈服特征和较高的强塑积;强度随退火温度的升高而降低,符合晶粒尺寸的变化规律,满足Hall-Petch关系;断后伸长率在900 ℃退火条件下最高,平均值达到55%,强塑积也最高,为54 GPa·%。这与900 ℃以上退火的TWIP钢晶粒大小比较均匀有关,并且900 ℃退火条件下晶粒并没有过分长大,组织未明显软化。该结果与Dini等[19]的研究相一致,即中等晶粒尺寸的组织得到了最高的强塑积。

图3

图3   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢退火板未充氢条件下拉伸得到的工程应力-应变曲线

Fig.3   Engineering stress-engineering strain curves of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets without hydrogen charging


曲线上的锯齿状波动是由于变形时重复产生的Portevin-LeChatelier (PLC)剪切变形带。该类结构的产生需要高应力而使曲线变陡,但其发展则只需要低应力,因此曲线又变缓。对Fe-Mn-C系TWIP钢而言,该现象通常被认为是源于动态应变时效[20,21]。孪生需要在高应力集中处形核,其形核所需的应力远比使其发展长大所需要的应力大。TWIP钢形变时一般先发生滑移,当滑移受阻碍使变形抗力增加,应力集中达到孪生的临界切应力时则发生孪生。变形部分的晶体位向发生改变,可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向,可以进一步激发滑移,从而使内应力松弛。因此滑移与孪生交替进行,曲线发生锯齿状波动。不同的组织状态下波动频率不同,曲线呈现出不同的特征。从图中曲线可以看出,不同温度退火板出现锯齿状波动的起始应变量不同,随退火温度的升高所需的起始应变量降低,即发生孪生所需的临界应变量降低。

退火板拉伸变形中应变硬化速率(dσ/dεσ为真应力,ε为真应变)随真应变的变化关系如图4a所示。ε<0.05时,加工硬化速率随真应变的增加迅速降低;ε在0.05~0.20时,加工硬化速率随真应变的增加变化缓慢,甚至出现平台,该阶段的出现被认为是由于形变孪晶的不断产生所致[22]ε>0.20时,加工硬化速率随真应变的增加降低幅度加快,直至断裂。退火温度较低时(700和800 ℃),未出现明显的平台状;而退火温度较高时(900和1000 ℃),平台状的中间阶段较为明显。该现象与晶粒尺寸有较大关系,通常大尺寸晶粒在变形过程中更容易产生更加持久的加工硬化能力。退火板拉伸变形中加工硬化指数 (n=dσ/dε·ε/σ)随真应变的变化关系如图4b所示。ε<0.05时,n随真应变的增加迅速增大;ε在0.05~0.20时,n随真应变的增加增速逐渐变缓;ε>0.20时,n随真应变的增加维持在较高的水平,并略有下降。退火温度越高,n的最高点越大。表明随退火温度的升高,TWIP钢在硬化过程中均匀分配应变的能力逐渐增强。

图4

图4   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢退火板未充氢条件下拉伸得到的应变硬化速率和加工硬化指数随真应变的变化关系曲线

Fig.4   Curves of strain hardening rate (a) and strain hardening exponent (n) (b) vs true strain of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets without hydrogen charging


材料的塑性取决于塑性不稳定情况,高塑性材料需要有较大的应变强化能力。应变硬化速率受位错增加和动态回复的双重作用。fcc金属层错能(SFE)较低,动态回复受到抑制。并且,晶界和孪晶界的界面作用使位错消失变得更加困难,进一步阻碍动态回复[23]。相对低温(700和800 ℃)退火得到的细晶组织使得开始应变硬化下降较慢,但持续性强。而相对高温(900和1000℃)退火得到的大尺寸晶粒组织,由于位错增殖受晶界的阻碍小,应变硬化速率开始下降较快,形变孪晶开始后应变硬化会维持不变,当孪晶数量达到一定程度后再开始阻碍位错的增殖,应变硬化速率开始下降。因此,应变硬化速率曲线上平缓的那部分变形过程,可以被看作是形变孪晶产生开始,又逐渐达到饱和的过程。

2.3 充氢过程中TWIP钢的力学性能

图5所示为TWIP钢不同温度退火板在电化学充氢条件下进行SSRT得到的工程应力-应变曲线。可以看出,TWIP钢的强度和塑性大幅下降,降幅明显大于充氢后进行力学性能实验的结果[24]。这主要是由于H在奥氏体中扩散系数较低,在没有变形和内应力的情况下,H原子很难深入材料内部。同时值得注意的是,通常Fe-Mn-C系TWIP钢在单向拉伸过程中不会出现颈缩,工程应力-应变曲线上也不会出现断裂前最大力随变形下降的现象。而充氢条件下的拉伸实验曲线上则有最大力下降的现象,而试样却没有产生明显颈缩。这主要是由于在氢的影响下,大部分试样断裂是从钢板的一侧撕裂所造成[8]。由此可见,氢脆明显改变了TWIP钢的断裂行为。TWIP钢不同温度退火板未充氢和电化学充氢条件下进行SSRT的强塑积及氢影响下的强塑积损失率(R)如图6所示。其计算公式为:

R=σb×δ-σ'b×δ'σb×δ

图5

图5   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢退火板电化学充氢条件下进行低应变速率拉伸实验得到的工程应力-应变曲线

Fig.5   Engineering stress-engineering strain curves of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets from slow strain rate tensile test conducted under ongoing electrochemical hydrogen charging


图6

图6   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢退火板未充氢和电化学充氢条件下进行低应变速率拉伸实验得到的强塑积及氢影响下的强塑积损失率

Fig.6   Strength-ductility balances of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets without hydrogen charging, from low strain rate tensile test conducted under ongoing electrochemical hydrogen charging and strength-ductility balance loss rate (R) influenced by hydrogen (σb,σb'—tensile strengths without and with hydrogen charging, respectively;δ,δ'—elongation after breaking without and with hydrogen charging, respectively)


式中,σb为充氢前的抗拉强度,δ为充氢前断后伸长率,σ'b为充氢后的抗拉强度,δ'为充氢后断后伸长率。可以看出,尽管900 ℃退火板强塑积最高,但在充氢条件下进行SSRT的强塑积却最低,R最大。其余退火板的R随退火温度的升高而增大。表明随退火温度的升高,TWIP钢受氢脆的影响呈增大趋势,在900 ℃退火条件下获得的高强塑积钢板受氢脆的影响最为明显。

3 分析讨论

3.1 晶界和孪晶对氢脆的影响

Koyama等[8]研究表明,氢致裂纹起源于晶界和形变孪晶,并且裂纹的扩展也同样沿着这2类界面。晶界对氢扩散的作用尚不明确。Oudriss等[25,26]认为,晶界是溶解氢的扩散通道,通过短路扩散加速氢的引入。而Du等[27]却指出,晶界不是氢的快速扩散通道,而是氢陷阱。晶界面积较大的材料具有稍高的扩散氢浓度,但单位晶界面积的扩散氢浓度却更低。Park等[24]的研究证实,在没有拉应力的作用下,晶粒尺寸对氢扩散速率的影响很小。由此可见,在溶氢量相同的条件下,粗晶组织中氢在晶界的偏聚要比在细晶组织更加严重。

由于C-Mn的结合作用,在C含量相对较高的Fe-Mn-C TWIP钢中,位错的增殖速率远高于C含量低或无碳的铁基合金[28]。因此,孪晶与位错的相互作用也更加剧烈。不全位错主导的滑移通过间隙C原子时会改变C原子在晶格间的位置,即从八面体空位进入四面体空位。而孪晶的发展即由该类不全位错主导,因此晶格畸变的增加造成了局部应力,促进了氢的扩散富集[8]。并且,形变孪晶形成的孪晶束本身由大量位错和纳米孪晶组成。而位错本身被认为是可逆氢陷阱,提高氢扩散和富集[29]。由此可以证实,形变孪晶加速氢扩散,增加组织的溶氢量。形变孪晶端部的应力集中较大,在SSRT过程中,H原子有充足的时间迁移到这些位置并富集,不仅增加了裂纹源产生的几率,还促进裂纹的进一步扩展。因此,形变孪晶产生后对氢扩散和富集的促进作用被认为是TWIP钢氢致脆性的根本。

反过来,氢的引入也会对形变孪晶产生影响。研究[30]发现,氢会降低奥氏体不锈钢的层错能(SFE)。形变孪晶产生的临界应力与SFE直接相关[31]。由于SFE由成分决定[32],氢的不断引入会进一步促进孪生的形成,使锯齿型流变提前发生[29,33]。放大的应力-应变曲线如图7所示,锯齿开始的位置由箭头标出。充氢的应力-应变曲线锯齿较小,但出现所需的应变量小于未充氢的曲线,尤其相对高温退火的TWIP钢更加明显。

图7

图7   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢退火板局部放大的工程应力-应变曲线

Fig.7   Magnification of engineering stress-engineering strain curves of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets (Arrows indicate the start points of serration)

(a) without hydrogen charging

(b) from slow strain rate tensile test conducted under ongoing electrochemical hydrogen charging


3.2 晶粒尺寸对形变孪晶的影响

TWIP钢不同温度退火板不同应变程度的SEM像如图8所示。由图可以看出,在相同的应变量条件下,高温退火粗晶组织中的形变孪晶明显多于低温退火细晶组织。700 ℃退火板即使是在应变量达到0.25时,只可以观察到一次孪晶(TW1) (图8b),而900 ℃退火板在应变量只有0.10时就出现了TW1,应变量为0.25时出现二次孪晶(TW2) (图8e),在较大的晶粒中,多组孪晶相互交错,出现了大量的孪晶/孪晶交叉位置和孪晶/晶界交叉位置(图8f)。表明粗晶组织更加有利于形变孪晶的产生,从而使得在相同的应变量下,组织中具有更多的孪晶/孪晶交叉位置和孪晶/晶界交叉位置。

图8

图8   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢不同温度退火板不同应变程度的SEM像

Fig.8   SEM images of Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets with annealing temperatures of 700 ℃ (a~c) and 900 ℃ (d~f), and strains of ε=0.10 (a, d), ε=0.25 (b, e) and ε=0.40 (c, f)


形变孪晶产生的临界应力与晶粒尺寸满足类似Hall-Petch关系[34],即:

σT=σT0+KTd-A

式中,σT为形变孪晶产生的临界应力,σT0为晶格摩擦力,KT为常数,d为晶粒尺寸,A为常数(1/2≤A≤1)。

因此,形变孪晶产生所需的临界应力随晶粒尺寸的增大而降低。900 ℃退火板的平均晶粒尺寸为700 ℃退火板的2倍左右,形变孪晶产生的临界应力明显低于700 ℃退火板的临界应力。由图7也可看出,700 ℃退火板的应力-应变曲线上锯齿产生的应力较900 ℃退火板高出了200 MPa以上。

3.3 偏聚碳化物对氢脆的影响

9为TWIP钢退火板中局部碳化物的SEM像及EDS分析。可以看到,700 ℃退火板中部分晶界处有较多碳化物形成。通过EDS分析可确定这些碳化物为(Fe, Mn)3C渗碳体(图9b)。M3C型碳化物在高锰钢中的平衡析出温度约为650 ℃,且在较宽的Mn含量范围内析出温度几乎没有变化。尽管如此,在800 ℃退火板中仍然可以发现少量的碳化物析出(图9c)。但在更高温度下退火的TWIP钢则很难发现这些晶界碳化物(图9d)。这与Hong等[35]对不同成分TWIP钢中碳化物的研究结果几乎是一致的。

图9

图9   Fe-18Mn-0.6C TWIP钢不同温度退火板中碳化物形貌的SEM像及EDS分析

Fig.9   SEM images of carbides in Fe-18Mn-0.6C TWIP steel annealed sheets with annealing temperatures of 700 ℃ (a) and EDS analysis (b), 800 ℃ (c) and 900 ℃ (d)


Herbig等[36]利用3D原子探针研究了Mn含量较高的Fe-Mn-C TWIP钢晶界和退火孪晶界处的析出相和元素偏聚,发现经700 ℃退火后,组织中获得的界面以大角晶界和Σ3退火孪晶界为主。其中大角晶界处表现出了明显的碳化物析出和各元素偏聚的特性,而退火孪晶界面却表现出了贫C的特性。退火孪晶界面上的贫C现象是因为界面处堆垛层序的变化,形成了低碳固溶度的hcp结构[37]。在退火条件下,C原子有足够的能量和时间离开退火孪晶界扩散到其它位置处,在该位置处形成贫C的结构。而在室温下形成的与该结构基本相同的形变孪晶则不会出现该现象。

界面处的析出和偏聚改变了该部位处的成分分布,必然会改变SFE,进而对形变孪晶的产生造成影响。而晶界作为形变孪晶的主要形核位置[38],界面处的碳化物析出和元素的偏聚会增加界面处的SFE,导致孪晶产生的临界应力增加。而退火孪晶界上的贫C则会导致相反的效果,即促进孪晶形核。由此可见,相对低温退火形成的晶界碳化物和晶界处元素偏聚会进一步抑制形变孪晶的产生,而相对高温退火形成更多的贫碳退火孪晶界则会促进产生形变孪晶。

然而,尽管700 ℃退火得到细晶组织和晶界处SFE的升高使其在变形过程中不容易产生形变孪晶,但其局部晶界处相对粗大的碳化物析出相必然对材料的塑性产生影响。Gutierrez-Urrutia等[39]观察了TWIP钢晶界处析出的粗大M3C型碳化物,认为沿晶断裂起源于晶界处粗大的渗碳体上形成的形变孪晶和接下来在渗碳体界面处产生的局部剪应力集中。渗碳体界面处的应力集中极易形成空位,演化形成裂纹源。这也解释了在未充氢的条件下,相对低温退火的TWIP钢力学性能不佳的原因,断后伸长率较低,使强塑积不高。并且,700与800 ℃退火的TWIP钢相比,在充氢过程中SSRT条件下对氢脆的抵抗力并没有明显提高。

4 结论

(1) 随退火温度的升高,TWIP钢晶粒尺寸逐渐增大,800 ℃以下退火板晶粒尺寸不均匀,900 ℃以上退火板晶粒尺寸比较均匀。退火孪晶的数量和尺寸随退火温度的升高而增大。700 ℃退火板晶界处容易观察到(Fe, Mn)3C渗碳体,在800 ℃退火板组织中仅能观察到少量碳化物,在更高温度下退火的钢板中则很难发现碳化物。

(2) TWIP钢强度随退火温度的升高逐渐降低,900 ℃退火板强塑积最高,断后伸长率达到53%。相对高温退火的TWIP钢在变形过程中更容易产生持久的加工硬化能力。在电化学充氢和SSRT同时进行下,TWIP钢强度和塑性大幅下降。随退火温度的升高,强塑积损失率(R)呈增大趋势。900 ℃退火获得的高强塑积钢板受氢脆的影响最为明显,R达到72.7%。

(3) 高温退火得到的大尺寸晶粒在变形中更容易产生形变孪晶,孪晶/孪晶交叉位置和孪晶/晶界交叉位置是氢致裂纹的主要来源。尽管低温退火得到小尺寸晶粒和界面处层错能变化使TWIP钢在变形中不容易产生形变孪晶,但其局部晶界处粗大的碳化物与形变孪晶产生的应力集中处极易形成空位,演化形成裂纹源,这使相对低温退火的TWIP钢本身塑性不高。700与800 ℃退火的TWIP钢相比,抵抗氢脆的能力并没有明显提升。

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