王建亭，周榮生，王明杰,2，朱定一

(1 福州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108；2 福建工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108)

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形變溫度對(duì)Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼拉伸變形行為的影響

王建亭1，周榮生1，王明杰1,2，朱定一1

(1 福州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108；2 福建工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108)

運(yùn)用溫控拉伸實(shí)驗(yàn)，分析了在-100～200℃范圍內(nèi)變形時(shí)形變溫度對(duì)Fe-20Mn-3Cu-1.3C鋼力學(xué)性能和形變機(jī)理的影響。觀察分析了拉伸試樣的顯微組織，并利用熱力學(xué)經(jīng)典模型，估算了溫度對(duì)孿晶誘發(fā)塑性 (TWIP)鋼層錯(cuò)能的影響。結(jié)果表明：隨著形變溫度的升高，TWIP鋼的層錯(cuò)能顯著增加，基體中形變孿晶的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率先升高后降低，塑性變形機(jī)制也由孿生為主逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橐曰茷橹?。層錯(cuò)能的擬合公式為γSFE=26.73+9.38×10-2T+4.22×10-4T2-4.47×10-7T3，與滑移相比，孿生可獲得更高的應(yīng)變硬化率，從而使TWIP鋼獲得高強(qiáng)度和高塑性。

TWIP鋼；形變溫度；應(yīng)變硬化率；孿晶；層錯(cuò)能

孿晶誘發(fā)塑性(Twinning Induced Plasticity，TWIP)鋼因具有高強(qiáng)度、高塑性、高能量吸收率以及良好的成形性能，已成為汽車(chē)用鋼的研究熱點(diǎn)[1]。TWIP鋼的強(qiáng)塑積可高達(dá)100GPa·%以上[2]，單位體積的撞擊吸收能為傳統(tǒng)深沖用鋼的2～3倍，且擁有比傳統(tǒng)鋼更低的密度，在-196～200℃之間形變時(shí)沒(méi)有低溫脆性轉(zhuǎn)變現(xiàn)象[3]，成為下一代汽車(chē)用鋼的發(fā)展方向。目前，國(guó)內(nèi)外TWIP鋼的研究主要集中在Fe-Mn-Al-Si系、Fe-Mn-C系和Fe-Mn-Al-C系三大鋼系[4-7]，然而Al和Si分別影響鋼水的澆鑄質(zhì)量和冷軋板的鍍鋅質(zhì)量[8]。最近，Cu作為擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的元素添加到Fe-Mn-C鋼中的研究引起了關(guān)注。Lee等[9]研究了Cu含量對(duì)Fe-12Mn-0.7C-1Al TWIP鋼力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨Cu含量的增加TWIP鋼的塑性會(huì)顯著增加，而強(qiáng)度變化不大。Kim等[10]在研究Cu對(duì)低碳相變誘發(fā)塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)鋼冷軋性能的影響時(shí)，發(fā)現(xiàn)Cu會(huì)增加殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，能夠顯著提高材料的綜合力學(xué)性能。易煒發(fā)等[11]在研究Cu含量對(duì)Fe-20Mn-1.3C系鋼的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)Cu含量為3.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)TWIP鋼具備最優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為1256MPa和77.6%。秦小梅等[12]研究形變溫度對(duì)Fe-Mn-Al-C系TWIP鋼形變機(jī)制影響時(shí)發(fā)現(xiàn)層錯(cuò)能隨形變溫度升高而增加，然而相對(duì)于成熟的三大鋼系，關(guān)于Fe-Mn-Cu-C系TWIP鋼的研究很少，F(xiàn)e-Mn-Cu-C系TWIP鋼在拉伸過(guò)程中微觀組織和力學(xué)性能隨形變溫度的變化規(guī)律尚不明確，尤其是形變溫度與層錯(cuò)能和形變機(jī)制之間的關(guān)系有待深入研究。

本工作研究了Fe-20Mn-3Cu-1.3C鋼的力學(xué)性能隨溫度的變化規(guī)律，通過(guò)X射線衍射分析(XRD)、顯微組織觀察(OM)和透射電鏡(TEM)觀察了變形組織，并通過(guò)層錯(cuò)能的計(jì)算，對(duì)TWIP鋼在不同溫度下的塑性變形機(jī)制和加工硬化機(jī)制進(jìn)行了分析。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

以45#鋼、電解錳、電解純銅以及高純石墨為原料，采用ZG-25真空感應(yīng)熔煉爐熔煉，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：C 1.3，Mn 20，Cu 3.0，F(xiàn)e余量。將鑄錠在1050℃下固溶處理8h，取出后水淬，然后將試樣在900℃下熱鍛成直徑為16mm的圓棒，再將直徑為16mm的圓棒在1050℃下固溶處理2h水淬，防止碳化物析出。

分別根據(jù)GB/T 228-2002,GB/T 13239-2006以及GB/T 4338-2006的標(biāo)準(zhǔn)，將圓棒車(chē)削加工成室溫、低溫和高溫拉伸試樣。在Instron 1185電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上分別于-100,-50,0,25,100,150,200℃下將試樣以8.33×10-4s-1的應(yīng)變速率經(jīng)拉伸至斷裂。低溫時(shí)通過(guò)控制液氮的供給量調(diào)節(jié)低溫拉伸變形時(shí)的溫度，高溫則由電阻爐控制實(shí)驗(yàn)的溫度。將拉伸試樣線切割成金相試樣，金相試樣經(jīng)打磨、拋光后用4%硝酸酒精腐蝕，采用XJZ-6A型金相顯微鏡觀察金相組織，采用D/max Ultima Ⅲ型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，最后采用Philips-FEI Tecnai G2 F20 S-TWIN 200KV場(chǎng)發(fā)射透射電鏡觀察不同條件下的金相試樣微觀組織形貌。

2　結(jié)果與分析

2.1Fe-20Mn-3Cu-1.3C鋼的原始組織

固溶處理后Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼的原始組織狀態(tài)如圖1所示。由圖1(a)可知：原始組織為奧氏體等軸晶且無(wú)碳化物析出，基體內(nèi)分布著大量的退火孿晶；圖1(b)為該條件下的XRD圖譜，對(duì)該圖譜線進(jìn)行分析發(fā)現(xiàn)，衍射圖譜上除了強(qiáng)度較高的典型面心立方奧氏體衍射峰({111},{200},{220},{311},{222})外，在圖譜上未發(fā)現(xiàn)碳化物相，說(shuō)明試樣組織為單相奧氏體組織，無(wú)碳化物析出。

圖1　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼固溶處理后的金相組織(a)及XRD譜圖(b)Fig.1　Metallographic microstructure (a) and XRD pattern (b) of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel after solution treatment

2.2層錯(cuò)能的計(jì)算

TWIP鋼的力學(xué)性能和形變機(jī)制與堆垛層錯(cuò)有關(guān)，Allain等[13]指出，當(dāng)層錯(cuò)能在12～35mJ/m2之間時(shí)，發(fā)生TWIP效應(yīng)，當(dāng)層錯(cuò)能小于18mJ/m2時(shí)，相變吉布斯自由能ΔGγ→ε小于0，發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變。層錯(cuò)能γSFE與化學(xué)成分和變形溫度有關(guān)，并隨溫度的升高而增大[14]。在fcc結(jié)構(gòu)中層錯(cuò)能可表示為[15]

γSFE=2ρΔGγ→ε+2σγ/ε

(1)

奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變?chǔ)谩诺募妓棺杂赡茏兓捎檬?2)表示[16]

(2)

(3)

(4)

(5)

(6)

(7)

由式(2)～(7)可知對(duì)于Fe-Mn-Cu-C系TWIP鋼的相變自由能可表示為：

(8)

利用文獻(xiàn)[13～17]中的參數(shù)，結(jié)合公式(1)和(8)分別計(jì)算合金在-100，-50，0，25，100，150，200℃時(shí)的層錯(cuò)能γSFE，其結(jié)果分別為21.73，23.91，26.74，28.53，40.16，48.97，58.65mJ/m2。

通過(guò)Origin擬合曲線如圖2所示，可表示為：

γSFE=26.73+9.38×10-2T+

4.22×10-4T2-4.47×10-7T3，R2=0.998

(9)

圖2　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼層錯(cuò)能隨溫度的變化曲線Fig.2　Dependence of stacking fault energy on temperature for Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel

由圖2可知：隨著形變溫度的升高，F(xiàn)e-20Mn-3Cu-1.3C鋼的層錯(cuò)能顯著增加。對(duì)TWIP鋼的研究表明，層錯(cuò)能等于20mJ/m2是形變誘發(fā)馬氏體的上限[17]，形變溫度為-100℃ 時(shí)，F(xiàn)e-20Mn-3Cu-1.3C鋼的層錯(cuò)能為21.73mJ/m2，超出了形變誘發(fā)馬氏體的上限，將該溫度下拉伸后的試樣經(jīng)XRD分析發(fā)現(xiàn)拉伸后的物相全部為單相奧氏體；層錯(cuò)能在12～35mJ/m2之間時(shí)，應(yīng)變誘發(fā)形變孿晶[18]，因此在-100～25℃拉伸時(shí)，TWIP效應(yīng)為主要變形機(jī)制；當(dāng)層錯(cuò)能大于30～40mJ/m2時(shí)，形變機(jī)制以滑移為主[19]，因此在100～200℃拉伸時(shí)，位錯(cuò)滑移占主導(dǎo)。

2.3形變溫度對(duì)Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響

圖3(a)，(b)分別為Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼在不同形變溫度下拉伸時(shí)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及局部放大圖。由圖3可知：在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，F(xiàn)e-20Mn-3Cu-1.3C鋼拉伸過(guò)程中均表現(xiàn)出連續(xù)屈服現(xiàn)象[20]，在0～100℃ 之間拉伸時(shí)，當(dāng)合金變形到一定程度后，曲線均出現(xiàn)鋸齒形流變，且隨著應(yīng)變量的增大，鋸齒起伏越來(lái)越明顯，起伏間隙越來(lái)越大；研究表明，鋸齒形流變主要由以下兩方面引起：一是孿晶的形核驅(qū)動(dòng)力遠(yuǎn)高于孿晶擴(kuò)展驅(qū)動(dòng)力，故形變孿晶出現(xiàn)時(shí)會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力松弛；同時(shí)形變孿晶改變了晶體取向，促使滑移繼續(xù)進(jìn)行，滑移與孿生交替進(jìn)行[21]，宏觀曲線上表現(xiàn)為鋸齒流；二是可動(dòng)位錯(cuò)與林位錯(cuò)以及溶質(zhì)原子間交互作用產(chǎn)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的結(jié)果[22]，位錯(cuò)在滑移過(guò)程中會(huì)受到林位錯(cuò)、沉淀相等障礙的阻攔，而C,Mn,Cu等溶質(zhì)原子以擴(kuò)散形式向被阻攔的可動(dòng)位錯(cuò)偏聚，形成溶質(zhì)原子氣團(tuán)，釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，拉力增加可動(dòng)位錯(cuò)因被激活而“脫釘”，“釘扎”與“脫釘”交替進(jìn)行，宏觀上表現(xiàn)為鋸齒形流變[23]。TWIP鋼在25℃以下拉伸時(shí)，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散性弱，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效受到抑制，因此該溫度下的鋸齒流是孿生滑移交替進(jìn)行的結(jié)果；TWIP鋼在100℃拉伸時(shí)層錯(cuò)能為40.16mJ/m2，此時(shí)TWIP效應(yīng)受到抑制，但溶質(zhì)原子的擴(kuò)散性增強(qiáng)，產(chǎn)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效。由圖3(a)可知，100℃的拉伸曲線剛開(kāi)始屈服時(shí)就出現(xiàn)了鋸齒形流變，此時(shí)位錯(cuò)滑移不可能受阻，故該溫度下鋸齒流變是動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的結(jié)果；形變溫度為150℃和200℃時(shí)，F(xiàn)e-20Mn-3Cu-1.3C鋼的層錯(cuò)能分別為48.90,58.65mJ/m2，此時(shí)滑移為主要的塑性變形機(jī)制，由于溫度較高，位錯(cuò)滑移難以被釘扎，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效作用也較弱，因此拉伸曲線上未出現(xiàn)鋸齒流。

圖4為該TWIP鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及伸長(zhǎng)率隨形變溫度的變化曲線。由該曲線可知：在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，隨著形變溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度總體呈下降趨勢(shì)，溫度從-100℃升高到200℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別由1227.1MPa和619.0MPa降低到1049.5MPa和423.3MPa；斷后伸長(zhǎng)率表現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，在25℃時(shí)出現(xiàn)最大值，最大值為85.41%。

圖3　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼在不同溫度拉伸變形時(shí)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)及放大圖(b)Fig.3　Tensile engineering stress-strain curves (a) and enlarged figure (b) of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel at different temperatures

圖4　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及伸長(zhǎng)率隨變形溫度的變化曲線Fig.4　Variations of yield strength,tensile strength and elongation of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel with deformation temperatures

圖5為Fe-20Mn-3Cu-1.3C鋼在不同溫度下拉伸變形后的金相組織。由圖5(a)，(b)，(c)可知，變形溫度在-100～25℃時(shí)，拉伸變形后的金相組織中出現(xiàn)大量的形變孿晶，晶界變得有些模糊，且隨形變溫度升高，孿晶體積分?jǐn)?shù)降低，形變孿晶相互阻滯或截割，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)使位錯(cuò)在孿晶界處堆積，從而提高了材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。由圖5(d)可知，200℃拉伸變形后，孿晶體積分?jǐn)?shù)明顯減小，同一晶粒內(nèi)孿晶的孿生方向基本相同，在200℃下合金層錯(cuò)能較高，形變孿晶較難形成，滑移為主要塑性變形機(jī)制，同時(shí)隨溫度升高，C-C，C-Mn溶質(zhì)氣團(tuán)的近程運(yùn)動(dòng)能力越來(lái)越強(qiáng)，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效作用減弱，從而使材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低。

TWIP效應(yīng)的發(fā)揮是孿生和滑移共同作用的結(jié)果， 在室溫以下拉伸時(shí)，溫度升高雖然降低了孿晶的體積分?jǐn)?shù)，卻促進(jìn)了滑移的進(jìn)行，使孿生滑移協(xié)調(diào)性增加，因此隨著溫度升高，TWIP鋼的伸長(zhǎng)率逐漸升高；在100℃以上拉伸變形時(shí)，形變組織中有孿晶產(chǎn)生但數(shù)量較少，不足以引發(fā)TWIP效應(yīng)，此時(shí)塑性變形以滑移為主導(dǎo)，孿晶在塑性變形中所起的作用隨溫度的升高逐漸減小，因此TWIP鋼的伸長(zhǎng)率逐漸降低。

2.4變形機(jī)理分析

圖6是TWIP鋼在不同溫度下變形時(shí)加工硬化速率(dσ/dε)隨真應(yīng)變的變化曲線。圖7是在不同條件下變形時(shí)TWIP鋼的TEM組織。由圖6可知：在-100℃和25℃進(jìn)行拉伸時(shí)應(yīng)變硬化率隨真應(yīng)變的變化趨勢(shì)基本相同，可分5個(gè)階段。第1階段，應(yīng)變硬化率隨真應(yīng)變的增加迅速降低，該階段應(yīng)變量較小，觀察圖7(a)發(fā)現(xiàn)基體中存在大量的位錯(cuò)，在位錯(cuò)密度高的區(qū)域位錯(cuò)開(kāi)始纏結(jié)，應(yīng)變硬化主要依賴位錯(cuò)的滑移與位錯(cuò)間的相互作用，滑移是該階段塑性變形的主導(dǎo)機(jī)制[24]；第2階段，應(yīng)變硬化率隨真應(yīng)變的增加緩慢增加，其原因是滑移過(guò)程中位錯(cuò)塞積產(chǎn)生應(yīng)力集中，達(dá)到了孿生的臨界切應(yīng)力，在退火孿晶的基礎(chǔ)上產(chǎn)生了少量形變孿晶如圖7(b)所示，位錯(cuò)的增殖，以及孿晶與位錯(cuò)之間的相互作用使應(yīng)變硬化率緩慢增加[25]，-100℃與25℃的硬化曲線趨勢(shì)相同，但-100℃的第2階段明顯更長(zhǎng)，這是-100℃層錯(cuò)能較低，產(chǎn)生較多孿晶的結(jié)果；第3階段，應(yīng)變硬化速率(dσ/dε)隨真應(yīng)變的增加緩慢下降，隨著應(yīng)變的增加滑移嚴(yán)重受阻，產(chǎn)生大量的形變孿晶如圖7(c)所示，孿晶界阻礙了位錯(cuò)的滑移，位錯(cuò)大量塞積，使材料強(qiáng)度升高應(yīng)變硬化速率減小[26]，與25℃的形變相比，-100℃變形具有更高的加工硬化率，這是第2階段-100℃產(chǎn)生較多孿晶使更多的滑移系重新開(kāi)動(dòng)滑移的結(jié)果；第4階段，應(yīng)變硬化率(dσ/dε)隨真應(yīng)變的增加緩慢上升，由圖7(d)可以看出TWIP鋼基體中存在大量相互交割的形變孿晶，晶粒被嚴(yán)重分割細(xì)化。孿晶數(shù)量急劇增加，使應(yīng)力在一定程度上得到松弛，同時(shí)孿晶的產(chǎn)生促進(jìn)了滑移的進(jìn)行，使應(yīng)變硬化率緩慢增大，由此可見(jiàn)該階段應(yīng)變硬化率的升高是形變孿晶釋放局部應(yīng)力，使滑移重新開(kāi)動(dòng)的結(jié)果[27]，兩個(gè)形變溫度在這一階段的最大區(qū)別是，與-100℃形變相比，25℃的硬化曲線上升階段開(kāi)始得早，在真應(yīng)變?yōu)?.38～0.6之間時(shí)出現(xiàn)了屈服平臺(tái)，主要是位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)在低溫階段(-100℃)被抑制，動(dòng)態(tài)回復(fù)作用大幅減弱，不利于TWIP效應(yīng)的發(fā)揮，這也使得TWIP鋼的伸長(zhǎng)率在一定形變溫度范圍內(nèi)隨溫度的升高而升高(由圖4可知)[28]；第5階段，如圖7(e)所示，孿晶和晶界周?chē)紳M了高密度位錯(cuò)，孿晶與位錯(cuò)、孿晶之間的相互作用使孿晶和晶界變得模糊不清，高密度位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)嚴(yán)重受阻產(chǎn)生應(yīng)力集中最終導(dǎo)致材料斷裂。

圖5　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼在不同溫度下拉伸變形后的金相組織　(a)-100℃;(b)0℃;(c)25℃;(d)200℃Fig.5　OM microstructure of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel after tensile deformation at different temperatures (a)-100℃;(b)0℃;(c)25℃;(d)200℃

圖6　Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼在不同溫度下變形時(shí)應(yīng)變硬化速率(dσ/dε)隨真應(yīng)變的變化曲線Fig.6　Variations of strain hardening rate with true strain of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel at different deformation temperatures

TWIP鋼在200℃變形時(shí)應(yīng)變硬化曲線總體呈下降趨勢(shì)(如圖6所示)，可分兩個(gè)階段。第Ⅰ階段，應(yīng)變硬化曲線迅速下降，這與25℃變形時(shí)的第一階段相同；第Ⅱ階段，應(yīng)變硬化曲線緩慢降低直至試樣斷裂，由圖7(f)可知，TWIP鋼的微觀組織中含有大量通過(guò)位錯(cuò)相互作用而形成的位錯(cuò)胞[29]，形變孿晶量很少，且被高密度的位錯(cuò)所覆蓋，位錯(cuò)胞阻礙了滑移的進(jìn)行，使應(yīng)變硬化率一直下降至材料斷裂。這與以滑移為塑性變形機(jī)制的合金的應(yīng)變硬化曲線吻合[30]。

通過(guò)上述分析可知Fe-20Mn-3Cu-1.3C鋼在100℃以下拉伸變形時(shí)，形變機(jī)制為孿生，形變孿晶的產(chǎn)生阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，產(chǎn)生動(dòng)態(tài)Hall-Petch效應(yīng)，即發(fā)生TWIP效應(yīng)，從而獲得高的應(yīng)變硬化率和高的伸長(zhǎng)率；低溫有利于形變孿晶的產(chǎn)生但會(huì)抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。綜合圖3與圖7可知：25℃變形時(shí)最有利于TWIP效應(yīng)的發(fā)揮，TWIP鋼可以獲得最優(yōu)良的綜合性能；100℃以上變形時(shí)，形變機(jī)制以滑移為主，滑移所獲得的應(yīng)變硬化率低于TWIP效應(yīng)所產(chǎn)生的應(yīng)變硬化率。

圖7　不同條件下Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼的TEM組織　(a)ε=5%,25℃；(b)ε=15%,25℃；(c)ε=30%,25℃；(d)ε=55%,25℃；(e)25℃下拉伸至斷裂;(f)ε=50%,200℃Fig.7　TEM microstructure of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel under different conditions(a)5% at 25℃；(b)15% at 25℃；(c)30% at 25℃；(d)55% at 25℃；(e)break at 25℃；(f)50% at 200℃

3　結(jié)論

(1)TWIP鋼的層錯(cuò)能隨形變溫度的升高而增加，其擬合公式為γSFE=26.73+9.38×10-2T+4.22×10-4T2-4.47×10-7T3，形變溫度通過(guò)層錯(cuò)能影響形變機(jī)制，在-100～25℃之間變形時(shí)，孿生為主要塑性變形機(jī)制；形變溫度高于100℃時(shí)，滑移為主要塑性變形機(jī)制。

(2)Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼，在-100～200℃之間變形時(shí)，隨形變溫度的升高，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和形變孿晶的體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，而伸長(zhǎng)率先增大后減小，在25℃時(shí)出現(xiàn)最大值。

(3)TWIP鋼在-100℃和25℃變形時(shí)，產(chǎn)生TWIP效應(yīng)，使Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP鋼獲得優(yōu)良的塑性和高的應(yīng)變硬化率；200℃變形時(shí)，滑移是主要的塑性變形機(jī)制，滑移產(chǎn)生的應(yīng)變硬化率低于孿晶，從而降低了材料的塑性。

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Effect of Deformation Temperature on Tensile Deformation Behavior of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP Steel

WANG Jian-ting1，ZHOU Rong-sheng1，WANG Ming-jie1,2，ZHU Ding-yi1

(1 College of Materials Science and Engineering,Fuzhou University,Fuzhou 350108,China;2 School of Materials Science and Engineering,Fujian University of Technology,Fuzhou 350108,China)

The effect of deformation temperature on the mechanical properties and deformation mechanism of Fe-20Mn-3Cu-1.3C twinning induced plasticity (TWIP) steel when deformed at -100-200℃ was analysed by temperature controlled tensile tests.The microstructure of tensile samples was observed and analysed, and then the effect between stacking fault energy of TWIP steels and deformation temperature was calculated by thermodynamic model. The results show that with the deformation temperature increasing from -100℃ to 200℃, the stacking fault energy of this steel gradually increases, but the volume fraction of twins gradually decreases. The tensile strength and yield strength will gradually decline, while the elongation of this steel firstly increases, then decreases. Furthermore, in this process, the plastic strain mechanism is transformed from twinning to slipping. The stacking fault energy γSFEis calculated by the equationγSFE=26.73+9.38×10-2T+4.22×10-4T2-4.47×10-7T3. As compared with slipping, the twinning can obtain higher strain hardening rate, which leads to high strength and plasticity of the TWIP steel.

TWIP steel;deformation temperature;strain hardening rate;twins;stacking fault energy

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51471155)；中航工業(yè)技術(shù)創(chuàng)新基金(2014E62149R)

2015-11-12；

2015-12-03

弭光寶(1981-)，男，博士，高級(jí)工程師，主要從事高溫鈦合金及阻燃性能評(píng)價(jià)等方面研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱15分箱(100095)，E-mail:miguangbao@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.002

TG142.1

A

1001-4381(2016)01-0011-08