孪生诱发塑性(twinning-induced plasticity, TWIP)钢是一种低层错能合金, 室温下具有极高的延伸率(可达95%以上)和较高的抗拉强度(900 MPa以上), 是最近几年国内外正在研发的高强度、高塑性汽车用钢^[1], 其优良的力学性能源于变形过程中奥氏体晶粒内产生的形变孪晶. 由于形变诱发孪生产生纳米尺度的层状组织, 阻碍位错运动, 提高加工硬化率, 从而导致大的无颈缩均匀延伸. 这种形变孪生产生孪晶强化和孪生诱发塑性, 即TWIP效应^[2].

在实际服役过程中, 高锰奥氏体TWIP钢构件除了承受单向载荷之外, 还承受反复、变动载荷, 这会导致疲劳裂纹萌生、扩展, 直至构件疲劳失效. 然而, 目前国内外对高锰奥氏体TWIP钢的研究重点放在了TWIP钢的成分设计、生产工艺以及单向拉伸变形时孪生诱导塑性、强化机理和显微组织的分析上, 并取得了一定进展^[1-4], 而对其在疲劳载荷下的变形行为只做了初步研究^[5].

Bouaziz等^[5]对高锰奥氏体TWIP钢组织与性能的关系做了详细综述. Hamada等^[6]和Jin等^[7]研究了合金元素Al对高锰奥氏体TWIP钢单向拉伸变形行为的影响, 表明高Mn含量和一定的Al含量可显著提高钢的热变形抗力; Al的加入增加了TWIP钢的层错能, 导致临界孪生应力增加而使形变孪生受到抑制, 变形机制逐渐向平面滑移转变. 此外, Lebedkina等^[8]和Lee等^[9]指出, 高锰奥氏体TWIP钢在不同应变速率下室温拉伸时产生单一的A型锯齿, 但最新的研究结果观察到了B型和C型锯齿流变^[10].

Hamada等^[11,12]研究了高锰奥氏体TWIP钢的高周疲劳性能, 表明TWIP钢具有较高的疲劳强度; 预变形^[13,14]和晶粒细化^[11]还可以进一步提高疲劳强度. 在关于Fe-24Mn-7Ni-8Cr TWIP钢的研究^[13]中发现, 该钢退火后表现出初始循环硬化, 随后稳定, 而预应变后却只表现出明显的循环软化. Hamada和Karjalainen^[12]研究了XIP1000 TWIP 钢的低周疲劳行为, 指出低周疲劳后试样的位错密度比单向拉伸时要低. 此外, 研究^[13]还发现, Fe-Mn-Ni-Cr TWIP钢经低周疲劳后产生了迷宫和胞状位错结构. 可以看出, 高锰奥氏体TWIP钢在疲劳加载的循环变形过程中, 并未观察到形变孪晶的产生^[11-15]. 但是, 最新的研究^[16]表明, Fe-0.3C-1.5Al-16Mn TWIP钢弯曲疲劳后在大晶粒内产生了形变孪晶. 由此可见, 高锰奥氏体TWIP钢在单向拉伸和疲劳变形过程中的力学行为和组织演变尚不清楚, 疲劳变形后是否产生形变孪晶也有待深入研究. 本工作主要研究高锰奥氏体TWIP钢的单向拉伸变形、以及应变控制模式下的低周疲劳行为, 探索其拉伸加载和循环加载过程中的变形规律.

1 实验方法

实验用钢采用真空感应炉熔炼, 其主要化学成分(质量分数, %)为: Mn 21.4, Si 0.1, C 0.6, S 0.03, P 0.018, Fe余量. 铸锭在1473 K均匀化处理2 h后热锻成15 mm×45 mm的板材; 然后将钢板在1373 K下保温30 min后水韧处理, 获得单一奥氏体组织, 其平均晶粒尺寸约为80 μm; 最后加工成平行长度为14 mm×10 mm×3 mm的板状试样. 单向拉伸和拉压低周疲劳实验均在100 kN MTS电液伺服试验机上进行, 环境为室温, 单向拉伸采用横梁位移控制, 而疲劳实验采用应变控制, 拉伸和疲劳实验的应变速率均为6×10^-3 s^-1. 疲劳实验加载波形为三角波, 应变比为-1, 轴向引伸记标距为10 mm, 应变幅为0.002~0.01, 各试样均疲劳至断裂. 采用火花放电线切割机在疲劳失效试样的标距内沿横断面方向且距断口2~3 mm处切取试样. 金相试样经打磨、抛光后用体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀, 通过光学显微镜(OM)观察其金相组织. 透射电镜(TEM)试样通过机械和双喷电解减薄后, 在H-800型TEM上观察其微观组织, 加速电压为200 kV.

2 实验结果

2.1单向拉伸变形行为

实验用钢单向拉伸时的工程应力-应变曲线如图1a所示. 可见, 实验用高锰奥氏体TWIP钢室温拉伸时表现出较高的抗拉强度和极高的塑性, 强塑积达65300 MPa·%. 此外, 在拉伸过程中其应力-应变曲线出现了明显的锯齿波动, 即产生了动态应变时效. 图1b~d分别为图1a中1~3处的局部放大图. 可见, 应力-应变曲线的形貌随应变的增加呈现出不同的特征. 低应变时, 应力波动较小, 锯齿主要表现为台阶状的A型, 且A型锯齿之间常伴有B型锯齿的产生; 中等应变时, 台阶状A型锯齿已完全被山峰状的A型锯齿所取代, 且波动幅度增加, 波动频率降低, 而B型锯齿正好相反, 表现为波动频率增加, 幅度稍有减小; 高应变时, A型锯齿的波动幅度进一步增加, 波动频率进一步减小, 而B型锯齿的波动频率继续增加, 幅度则略微减小. 总体上, 应力-应变曲线表现为大山峰状的A型锯齿及伴随出现的高频B型锯齿.

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图1   

Fig.1   高锰奥氏体孪生诱发塑性(TWIP)钢的工程应力-应变曲线

图2a为实验用钢单向拉伸时的真应力-真应变曲线, 图2b为应变硬化率-真应变曲线. 由图可知, 屈服后随真应变的增加, 真应力基本呈线性增加, 表现出很强的应变硬化. 应变硬化率随真应变的变化关系可大致分成3个阶段: 第1阶段(Stage 1), 应变硬化率随真应变的增加迅速降低; 第2阶段(Stage 2), 应变硬化率随真应变的增加逐渐增加, 一直持续到真应变约为0.35. 研究^[17,18]表明, 此阶段应变硬化率的增加主要是由于形变孪晶持续产生所致; 第3阶段(Stage 3), 应变硬化率随真应变的增加逐渐降低, 直至断裂, 这是因为随应变的继续增加, 形变孪晶的增加速率逐渐降低的缘故^[19].

图3a为高锰奥氏体TWIP钢未变形状态的OM像. 可见, 高锰奥氏体TWIP钢固溶处理后奥氏体晶粒呈等轴状, 晶粒内存在少量的退火孪晶. 图3b和c分别是拉伸应变为0.10和0.30时的显微组织. 由图可知, 随应变的增加, 产生形变孪晶的奥氏体晶粒数量和晶粒内形变孪晶的密度不断增加, 孪晶间距逐渐变小. 应变为0.10时, 大部分晶粒内都产生了一次形变孪晶, 部分晶粒内还产生了二次形变孪晶, 且有些晶粒内的2组形变孪晶还发生交叉现象, 即形变孪晶间产生交互作用(图3b). 初生的形变孪晶均在晶界上形核并向晶内生长, 然后逐渐贯穿整个奥氏体晶粒. 大部分形变孪晶贯穿整个奥氏体晶粒或相交于退火孪晶, 只有部分形变孪晶在距晶界或退火孪晶界一定距离处终止. 当应变为0.30时, 几乎每个奥氏体晶粒内都产生了至少一组形变孪晶来协调变形, 且形变孪晶的密度明显增加, 间距明显减小(图3c); 此时晶粒变形较为严重, 部分晶粒已分辨不出晶界. 退火孪晶间产生了大量的平行或相交于退火孪晶的细小形变孪晶, 这表明形变孪晶倾向于在退火孪晶附近形核生长. 图3d为高锰奥氏体TWIP钢拉断后的金相组织, 拉伸方向如图中箭头所示. 可见, 拉伸断裂后奥氏体晶粒、退火孪晶和形变孪晶均沿拉伸方向明显被拉长, 各晶粒内至少产生了一组形变孪晶, 且与低应变时相比形变孪晶密度明显增加, 间距减小. 由于晶粒变形严重, 大部分晶粒已分辨不出晶界.

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图2   

Fig.2   高锰奥氏体TWIP钢的真应力-真应变曲线与应变硬化率曲线

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图3   

Fig.3   高锰奥氏体TWIP钢的OM像

2.2 拉压循环变形行为

实验用高锰奥氏体TWIP钢低周疲劳过程中循环稳定和半寿命时的应力-应变滞后回线如图4所示. 可见, 峰、谷应力值以及滞后回线的形状均取决于应变幅. 低应变幅时, 滞后回线细长而尖锐. 随应变幅的增加, 峰、谷应力值增加, 滞后回线变宽, 上、下2个峰也逐渐趋于平坦. 图5为实验用钢的循环应力响应曲线. 由图可知, 在各应变幅下, 应力幅随循环次数的增加均迅速增加, 表明高锰奥氏体TWIP钢具有很强的初始循环硬化能力. 循环硬化阶段占疲劳寿命的比重较小, 均不超过10%, 且随应变幅的增加, 其比重不断减小. 在最终断裂前, 循环应力幅均呈现快速下降状态, 这主要是宏观裂纹的形成及随后快速失稳扩展至断裂所致. 图5中的循环应力响应曲线可简单地分成如下3类: (1) 低应变幅(Δε_t/2≤0.002)时, 表现为初始循环硬化, 随后循环稳定, 循环稳定占疲劳寿命的90%以上; (2) 中等应变幅(0.003≤Δε_t/2≤0.006)时, 表现为初始循环硬化后出现不同程度的循环软化, 然后稳定, 随应变幅的增加, 循环软化所占比重增大, 对应的应力幅下降程度也增加, 而循环稳定所占比重减小; (3) 高应变幅(Δε_t/2≥0.008)时, 实验用钢经短暂循环硬化后出现循环软化, 直到失效, 循环软化占疲劳寿命的90%以上.

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图4   

Fig.4   高锰奥氏体TWIP钢在不同应变幅下循环稳定和半寿命时的滞后回线

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图5   

Fig.5   高锰奥氏体TWIP钢的循环应力响应曲线

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图6   

Fig.6   高锰奥氏体TWIP钢的应变幅-循环反向数的关系曲线

图6为实验用钢的总应变幅(Δε_t/2)、塑性应变幅(Δε_p/2)和弹性应变幅(Δε_e/2)与失效时的循环反向数(2N_f)之间的双对数关系曲线. 曲线上的各塑性应变幅和弹性应变幅均由半寿命时的循环滞后回线求得. 对于总应变幅控制的低周疲劳循环变形, 材料的应变疲劳寿命常用Basquin和Coffin-Manson关系式来表示^[20]:

(1)Δεt/2=Δεp/2+Δεe/2=σ′fE2Nfb+ε′f2Nfc

式中, σ′f和b分别为疲劳强度系数和疲劳强度指数, ε′f和c分别为疲劳延性系数和疲劳延性指数, E为实验用钢室温时的弹性模量. 根据式(1)对图6进行双对数坐标的线性回归分析, 进而得出该高锰奥氏体TWIP钢在低周疲劳条件下的各个参数: σ′f=5.196, b=-0.784, ε′f=5364 MPa, c=-0.018. 将各值代入式(1)便得到了Δε_t/2-2N_f关系式的具体表达式, 根据此表达式便可对实验用高锰奥氏体TWIP钢的低周疲劳寿命进行预测.

通常将塑性应变幅恰好等于弹性应变幅时(即图6中Δε_p/2-2N_f曲线与Δε_e/2-2N_f曲线的交点)所对应的疲劳寿命定义为过渡疲劳寿命N_T, 且N_T被认为是反映材料低周疲劳性能的一个关键指标^[21]. 影响材料过渡疲劳寿命大小的因素主要是材料的强度和塑性^[21]. 通常材料的强度越高延性越低, 其过渡疲劳寿命越低. 当N_f>N_T时, 弹性应变幅对疲劳的影响大于塑性应变幅的影响, 即材料的强度对疲劳抗力起主要作用; 当N_f<N_T时, 塑性应变幅的影响大于弹性应变幅的影响, 材料的延性对疲劳抗力起主要作用. 由图6可确定出该高锰奥氏体TWIP钢的N_T为7229周. 可见, 该实验用钢具有较高的过渡疲劳寿命.

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图7   

Fig.7   高锰奥氏体TWIP钢的循环应力幅-塑性应变幅关系曲线

高锰奥氏体TWIP钢的循环应力幅与塑性应变幅的关系曲线如图7所示, 其中循环应力幅(Δε/2)和塑性应变幅(Δε_p/2)均由半寿命时的应力-应变滞后回线求得, 该曲线可用如下关系式表示^[20]:

(2)Δσ/2=K′Δεp/2n′

式中, K′为循环强度系数, n′为循环应变硬化指数. 根据式(2)对图7进行双对数坐标的线性回归分析, 进而确定出K′=21.5 MPa, n′=0.139, 从而得出该TWIP钢的循环应力幅-塑性应变幅的关系方程.

图8a为高锰奥氏体TWIP钢未变形时的位错组态, 图8b和c是应变幅为0.008时循环加载失效后的典型位错结构. 图8c中的电子衍射花样取自于图中圆圈位置. 由图可知, 未变形时的TEM像由少量位错线和位错环组成, 而图8b和c中位错密度很高. 这表明奥氏体晶粒在循环变形、直至失效的过程中产生了大量的位错, 这些位错彼此间发生交互作用、相互缠结, 然后形成细小的板状位错墙、迷宫和位错胞等结构特征 (图8b). 此外, 部分晶粒内还产生了细小的形变孪晶, 形变孪晶的厚度约为100 nm(图8c).

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图8   

Fig.8   不同状态下高锰奥氏体TWIP钢的TEM像

3 分析与讨论

实验用高锰奥氏体TWIP钢在拉伸过程中出现了明显的锯齿状塑性流变, 且锯齿波动幅度和频率均随应变的增加而不断变化. 这种锯齿型流变随应变增加而不断变化的特性与文献[22]所报导的基本一致, 是局部塑性变形斑不断形核与扩展的综合结果^[10]. 根据修正的Cottrell模型^[23,24]可知, 运动位错和溶质原子的扩散是影响动态应变时效的2个主要原因. 间隙C原子的自扩散激活能非常高, 导致室温时晶格扩散非常困难, 由此可以认为溶质原子与位错交互作用所引起的锯齿流变不会产生^[9]. 可是, 高锰奥氏体TWIP钢中由于存在C-Mn和C-空位等复合点缺陷^[9], 位错应力场中C-Mn和C-空位等复合点缺陷中C原子的随机单次跳跃或方向转变是完全可能的. 这种C-Mn和C-空位等点缺陷复合体、以及位错密度均随应变的增加而增加, 导致位错应力场中这些点缺陷复合体中的C原子随机单次跳跃或方向转变及其与位错之间的交互作用会增强, 所引起的锯齿型流变也随之加强. 这就解释了为什么锯齿型流变对施加的应变大小具有敏感性. 此外, 动态应变时效还影响材料的疲劳变形行为, 主要表现为: 溶质原子对运动位错的迅速钉扎, 使得位错大量增殖以维持应变速率恒定, 而位错密度的增加又引起循环硬化速率增加.

应变硬化率在拉伸各个阶段表现出明显不同的特征主要是由于各阶段变形机制不同所引起的. fcc金属和合金的塑性变形机制与层错能密切相关, 本研究所采用的高锰奥氏体TWIP钢的层错能为21.5 mJ/m², 其塑性变形机制主要为孪生^[6]. 第一阶段的塑性变形以滑移的方式进行. 由于变形量很小, 此时的塑性变形与典型fcc金属的第3阶段相同, 位错通过交滑移使应力得到暂时的松弛, 导致应变硬化率迅速降低. 在第2阶段, 应变硬化率随真应变的增加逐渐增加, 这主要是在此阶段不断产生形变孪晶的缘故(图3b和c). 随应变的增加, 形变孪晶由单一层片状逐渐演变成相互交叉的薄片状, 表明不仅形变孪晶与位错间发生交互作用, 而且孪晶与孪晶间也同样发生交互作用. 形变孪晶降低了位错滑动自由程, 导致再次产生形变孪生所需的临界孪生应力增加, 第2组形变孪晶通常是在较高的应变和应力水平下出现. 形变孪晶之间以及形变孪晶与位错之间的强烈交互作用导致应变硬化率随应变的增加逐渐增加^[25]. 应变硬化率在第3阶段随真应变的增加逐渐降低. 这可能是由于随应变的不断增加, 形变孪晶的增加速度降低, 并逐渐达到饱和, 异号位错在运动过程中相遇并相互抵消的概率增加, 即位错的湮灭速度增加, 因此应变硬化率逐渐降低.

实验用高锰奥氏体TWIP钢在疲劳加载时表现出很强的初始循环硬化, 且在硬化之后表现出稳定、软化等特性. 这种行为与微观上可动位错增殖与湮灭造成硬化和软化的2个互相竞争机制有关^[26]. 各应变幅下的初始循环硬化主要是由于位错在循环变形初期迅速增殖导致位错密度迅速增加所致. 此外, 高应变幅时所产生的形变孪晶对位错运动的阻碍也是其产生循环硬化的一个重要因素. 在较低应变幅下的循环变形后期表现为循环稳定, 而在中等和较高应变幅下则表现为循环软化, 这是位错增殖引起的硬化效应和位错湮灭引起的软化效应综合作用的必然结果. 在低应变幅下循环变形时, 实际产生的塑性应变分量相对较低, 因此, 循环变形时位错增殖与湮灭很容易达到长久平衡. 而在中等和较高应变幅下循环变形时, 由于实际产生的塑性应变分量大幅增加, 导致循环硬化阶段位错迅速增殖, 产生了大量的可动位错, 这些可动位错足够维持后续变形. 随着循环塑性变形的发展, 位错间的强烈交互作用形成诸如位错墙、迷宫结构以及位错胞(图8b)等, 导致位错逐渐湮灭使其密度降低, 因此, 维持应变恒定所需要的载荷也逐渐降低, 从而表现为循环软化.

4 结论

(1) 所研究的高锰奥氏体TWIP钢在拉伸变形过程中出现了明显的锯齿型流变曲线, 锯齿形状随应变的增加呈现出不同的特征. 随应变的增加, A型锯齿由细小台阶状逐渐转变为山峰状, 且波动频率逐渐降低; B型锯齿正好相反, 表现为波动频率增加, 幅度略微减小.

(2) 在各应变幅下, 实验用钢均表现出很强的循环硬化, 低应变幅时, 表现为初始循环硬化, 随后循环稳定; 中等应变幅时, 表现为初始循环硬化后开始不同程度的循环软化, 然后稳定; 高应变幅时, 经短暂循环硬化后开始循环软化, 直至失效.

(3) 在较高应变幅循环失效后的奥氏体晶粒内产生了大量的位错, 形成了诸如位错墙、迷宫结构和位错胞等典型位错结构, 在部分晶粒内还形成了细小的形变孪晶.

参考文献

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