高锰TWIP钢拉伸时织构演变和孪生弱化织构的作用

房秀慧，杨 平，鲁法云，孟 利

（北京科技大学材料科学与工程学院，北京，100083）

高锰孪生诱发塑性（Twinning Induced Plasticity，TWIP）钢因具有极高的强塑积（大于40 GPa%）且延伸率高达90%以上而受到了汽车制造业的广泛关注[1－10]。形变孪生是TWIP钢主要的增塑机制，即TWIP钢的性能是由形变孪生控制的，而织构或晶粒取向又影响形变孪生。因此，织构对TWIP钢的性能有重要影响。不论是高锰钢的TRIP（Transformation Induced Plasticity）效应还是TWIP效应，都受奥氏体晶粒取向的影响，即存在取向依赖性[11－17]，表现为微观上转变的不均匀性以及拉伸、压缩时组织和性能上的差异。以TWIP效应为例，在形变初期，奥氏体晶粒取向不同，孪生或肖克莱不全位错运动的难易不同；在形变后期，晶粒取向发生转动，形成强织构。拉伸时形成的强〈111〉织构有利于孪生，而压缩时形成的〈110〉织构阻碍孪生[15]，因此拉伸、压缩时的加工硬化行为不同。同时，滑移产生的晶体缺陷还会对孪生产生阻碍作用。黄铜织构是典型的面心立方（fcc）低层错能金属的轧制织构，低层错能金属在大形变量轧制时都会产生黄铜织构｛110｝〈112〉[10，17]，所以轧制时难以获取材料断裂后的织构信息，而拉伸时则可以得到断裂后的织构信息。此外，TWIP效应还受晶粒尺寸的影响，细晶组织会抑制形变孪晶的产生，粗晶钢的塑性反而好于细晶钢，根据实际需要可以通过调整晶粒尺寸来调节TWIP钢的性能[18－19]。文献[11]报导，平均晶粒尺寸为2.6μm的细晶TWIP钢拉断后，形成强〈111〉织构和弱〈100〉织构，形变孪晶易于在取向接近〈111〉和〈100〉方向的晶粒内形成，但并没有给出孪生对织构的具体影响。目前，较粗晶粒TWIP钢变形时孪生对织构演变作用的程度以及对相变的影响尚不清楚。

本文在前期对33Mn钢中孪生受晶粒取向影响的研究[14－15]基础上，在室温下将两种晶粒尺寸较粗大的TWIP钢（26Mn和30Mn）拉伸至断裂，采用X射线衍射（XRD）、扫描电镜（SEM）和电子背散射衍射（EBSD）技术对两种TWIP钢室温拉伸过程中组织及织构的演变进行分析，重点考察织构演变和孪生对织构的弱化作用及对少量六方马氏体形成的影响。

1 试验

用真空感应炉冶炼了两种成分的高锰TWIP钢，其化学成分如表1所示。为对比加工硬化行为，表1中还给出了18Mn TRIP钢的成分。

将两种TWIP钢铸锭在1 050℃下加热、保温，锻造成23～25 mm厚的板坯，锻后空冷。将锻造板坯进行固溶处理，加热到1 100℃，保温1 h，水冷。固溶样品加工成φ6 mm的标准拉伸试样，室温下在CMT4105拉伸试验机上以10－3／s的应变速率进行拉伸变形试验，变形量分别为10%、20%、30%、40%和50%，直至拉断。

沿垂直于拉伸轴方向切取试样，用D／MAXRB12KW旋转阳极X射线衍射仪测定其相组成；用浓度为5%的HClO4酒精溶液对样品进行电解抛光，再用浓度为4%的HNO3酒精溶液侵蚀后，用LEO－1450型扫描电镜观察TWIP钢形变后横截面的组织；用扫描电镜上配置的HKL Channel 5 EBSD探头进行微观组织分析。沿平行于拉伸轴方向切取试样，用Siemens D－5000型X射线织构衍射仪测定样品的宏观织构。

表1 试样的化学成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of samples

2 结果与讨论

2.1 两种TWIP钢拉伸变形后的相组成及力学性能

图1所示为室温下两种TWIP钢在不同拉伸变形量下的XRD图谱。由图1中可以看出，26Mn钢和30Mn钢固溶处理后的金相组织均为单相奥氏体，且｛111｝衍射峰强度最强；拉伸变形后，试样中的奥氏体｛111｝衍射峰仍然很强，但｛220｝衍射峰由于取向转动逐渐消失；26Mn钢拉伸变形样品中出现ε－马氏体（简称ε－M）的｛101｝衍射峰，表明2 6 Mn钢形变诱发产生ε－M，由于ε－M的｛0002｝衍射峰与奥氏体的｛111｝衍射峰重合，很难观察到，且ε－M量很少，只能检测到｛101｝ε衍射峰，这可能与｛111｝取向奥氏体内孪晶造成的取向择优也有关；30Mn钢变形后仍为单相奥氏体，没有出现新的衍射峰，表明没有发生TRIP效应。

图1 不同拉伸变形量下两种TWIP钢的XRD图谱Fig.1 XRD spectra of two TWIP steels tensile－deformed for different strains at room temperature

图2所示为应变速率为10－3／s时两种TWIP钢和18Mn TRIP钢应力应变曲线比较图。表2列出应变速率为10－3／s时26Mn钢和30Mn钢的拉伸力学性能。由图2和表2可知，26Mn和30Mn两种TWIP钢的拉伸性能很接近，都具有均匀的加工硬化率，但明显低于18Mn TRIP钢的加工硬化率。两种钢的屈服强度和抗拉强度较低，但延伸率很高，形变过程中塑性均匀增加。由此可见，形变孪生能产生均匀的加工硬化，使试样的延伸率提高，但加工硬化效果不如α′－M和ε－M强，即TWIP效应对强度的提高不如TRIP效应的明显。

图2 不同拉伸变形量下两种TWIP钢及18 Mn TRIP钢的应力应变曲线Fig.2σ－εcurve of two TWIP steels and 18Mn TRIP steel during tensile deformation at room temperature

表2 26Mn钢和30Mn钢的拉伸力学性能Table 2 Tensile properties of 26Mn and 30Mn steels

拉伸变形量为30%时26Mn钢的EBSD取向成像结果如图3所示。图3（b）中板条状相为六方结构的ε－M，白色线条表示孪晶界，灰色为基体衬度像，由此可知形变孪晶内形成了ε－M。由于奥氏体是｛111｝取向，除平行于样品表面的（111）面外，另外3个｛111｝面上有大的剪切力，促进了ε－M的形成。由图3（d）和图3（e）中可知，奥氏体基体与ε－M遵循Shoji－Nishiyama取向关系：｛111｝γ‖｛0001｝，〈1－10〉γ‖〈11－20〉ε，新生成的ε－M｛0001｝面与表面成近70°，表面上的｛101｝面则有强的反射，见图1（a）。由于ε－M主要从〈111〉取向的形变孪晶内形成，因此也出现择优取向，形成倾转的基面织构，从图3（c）显示的多个EBSD取向成像中ε－M的取向分布，也证实了这种分析。

图3 26Mn钢30%拉伸形变后的EBSD取向成像结果Fig.3 EBSD orientation imaging results of 26Mn steel tensiled by 30%

2.2 组织演变规律

图4 26Mn钢拉伸变形过程中横截面的组织演变Fig.4 Microstructural evolution in cross sections of 26Mn steel during tensile deformation

26Mn钢和30Mn钢的组织演变过程相似，图4仅给出2 6 Mn钢在不同拉伸形变量下的组织，其中图4（a）～图4（c）为横截面组织，图4（e）为纵截面组织，图4（e）为拉伸30%时试样的电子通道衬度图像（ECCI），图4（f）为试样的断口形貌。由图4（a）～图4（d）中可见，形变后26Mn钢奥氏体晶粒中出现细小平直的形变孪晶，并且各个晶粒内产生孪晶的情况有差别；形变量增加，形变孪晶增加，同一晶粒内出现不同方向的孪晶，即不同的孪晶变体，部分变体相互交叉成60°，且发生孪晶的奥氏体晶粒增多；形变量继续增加，当变形量达到50%以上时，平直的形变孪晶开始变得弯曲，表明在形变后期受到了滑移的影响；但在拉伸断裂后组织中还存在部分孪晶很少的晶粒，如图4（d）中箭头所示，表明奥氏体晶粒取向对其孪生有明显的影响。利用电子通道衬度像分析26Mn钢拉伸变形后的孪晶分布可知，26Mn钢拉伸30%后，组织中产生大量形变孪晶，孪晶条较细，与基体有明显的衬度差别。由图4（e）中可以看出，形变孪晶有不同的变体，交叉分布，有的孪晶较宽，还有的很细，为二次孪生。由图4（f）中可以看到大小不等的韧窝，大韧窝周围分布密集的小韧窝网络，表明材料的断裂方式为典型的韧性断裂，塑性变形能力好；一些大尺寸的韧窝内有夹杂物，表明钢不纯净，用能谱仪检测可知夹杂物主要为Al N、MnS及一些氧化物等。

以30Mn钢为例，统计拉伸变形后组织中形变孪晶量随变形量的变化如图5所示。由图5中可见，随着变形量的增加，形变孪晶总量不断增加，并且变形量越大，孪晶增加越快，表明形变开始时，只有少量晶粒发生孪生，随着变形量的增加，大量晶粒都可以发生孪生，孪晶量明显增加。当变形量达到30%时，孪晶体积分数可达14%，明显高于细奥氏体晶粒内的孪晶量[11]。由图5中还可以看出，30Mn钢中的孪晶量主要是在〈111〉取向的奥氏体晶粒中产生的，〈100〉和〈110〉取向奥氏体晶粒内产生的孪晶量极少，可见拉伸形变后有大量的形变孪晶产生，但孪晶的产生有明显的取向依赖性。

图5 30Mn钢拉伸后的孪晶量随变形量的变化Fig.5 Evolution of volume fraction of deformation twins with the engineering strain in 30Mn steel

2.3 两种TWIP钢拉伸过程中织构的演变规律

图6为26Mn钢和30Mn钢各阶段拉伸变形样品从侧面平行于拉伸方向的取向分布图（ODF，φ2＝45°），在此坐标系下，织构测量时轧制方向是样品的拉伸轴方向，只有锻造样品是从原板面法向上测定的。因26Mn钢形变时只形成少量的ε－M，对奥氏体织构影响不大，所以两种钢的织构特征相同。26Mn钢锻成厚板后形成｛110｝‖轧面织构（见图6（a）），这是常见的轧板或压缩织构。固溶处理过程中，高温加热保温因使试样发生再结晶及晶粒长大而导致织构弱化（见图6（b））。拉伸时应形成〈111〉＋〈100〉织构，从图1中也可看出此特征。拉伸30%后试样中初步形成织构，形变量增大，织构增强。拉断时，试样中存在强的｛112｝〈11－1〉和｛110｝〈1－11〉织构，还有较弱的｛100｝〈001〉和｛110｝〈001〉织构。即拉伸后形成强的〈111〉和弱的〈100〉织构。30Mn钢变形前后的织构演变与26Mn钢相似。

以26Mn钢拉断后的ODF图（图6（f））为例进一步分析。图6（f）中A位置欧拉角（35°，90°，45°）为｛110｝〈1－11〉旋转黄铜取向，B位置欧拉角（90°，35°，45°）为｛112｝〈11－1〉铜型取向；C位置欧拉角（90°，90°，45°）为｛110｝〈001〉高斯取向，D位置欧拉角（45°，0°，45°）为｛100｝〈001〉立方取向。因测量织构时轧制方向是拉伸轴方向，因此形成强的〈111〉和弱的〈100〉织构。同时，弱的织构组分（D′位置，欧拉角（35°，15°，45°））为｛110｝〈1－11〉取向（A位置）的孪晶，见图7；高斯取向｛110｝〈001〉（C位置）近似是｛112｝〈11－1〉取向（B位置）的孪晶取向。由以上分析可知，在大形变量（拉伸断裂）下，可测到〈111〉主要织构的孪晶取向，表明孪生削弱主要的织构，产生非〈111〉取向，减小各向异性。

对比图1和图6可知，XRD扫描测出的数据不能说明织构的准确信息，因最强织构的准确位置并不在理想的〈111〉或〈100〉位置。细晶（粒度为2.6μm）TWIP钢拉断后形成比较锋锐的强〈111〉和弱〈100〉织构，形变孪晶没有产生新的取向，只是略微增加了已有取向的密度[11]。本文中26Mn钢和30Mn钢原始组织中平均晶粒尺寸约为90μm（忽略退火孪晶的影响）。虽然最终形成的织构组分相同，但是本文的粗晶TWIP钢拉断后的取向密度不如细晶锋锐，这是由于粗晶中的TWIP效应要强于细晶，进而增强了孪生弱化织构的能力。

已知图6（f）中〈111〉取向产生的孪晶取向为〈100〉取向。用｛111｝极图进一步说明各织构组分的孪晶关系，见图7。图7中D″是A的孪晶位置，D′是实测到的最强孪晶取向位置，两者很接近。类似地，C′是B的孪晶位置，也是测到的最大孪晶取向位置。因此，〈111〉的孪晶位置接近〈100〉，但并不严格对应〈100〉取向。

图6 26Mn钢和30Mn钢拉伸变形前后的织构变化（ODF图，φ2＝45°，测量面为侧面）Fig.6 Texture evolution of 26Mn and 30Mn steels during tensile deformation（from longitudinal section）

图7 各织构组分的孪晶关系Fig.7 Twin relationships between different texture components

此外，由图5结果已知形变后组织中产生大量的形变孪晶，且孪晶主要从〈111〉取向的奥氏体晶粒内产生，其孪晶取向为接近〈100〉的取向。因此，形变量增加，〈111〉织构形成的同时，大量〈111〉取向奥氏体的形变孪晶削弱了〈111〉织构，但削弱作用比较小。

2.4 滑移与孪生显著发生区域的EBSD分析

图8为26Mn钢拉伸变形20%后的EBSD取向成像结果。由图8中可见，很多晶粒（如图8（a）箭头所示晶粒）内明显产生了形变孪晶。为方便观察，在图8（c）中，设定ε－M为黑色，〈111〉取向为深灰色，〈100〉为浅灰色，白色为其他取向的奥氏体基体。图8（d）为滑移的Schmid因子分布图，其中黑色的为ε－M，基体颜色越深，表示滑移的Schmid因子越小，滑移越困难。

图8 26Mn钢拉伸变形20%后的EBSD取向成像结果Fig.8 EBSD orientation imaging analysis of 26 Mn steel after tensile deformation by 20%

由图8（c）的统计结果表明，〈111〉取向晶粒（允许20°偏差）约占46.8%，结合图8（a）可知，〈111〉取向的晶粒内部多有形变孪晶；再结合图8（d）可知，〈111〉取向的奥氏体晶粒滑移的Schmid因子小（颜色深），证实拉伸时〈111〉取向的晶粒内易于孪生，不利于滑移；〈100〉取向的晶粒（浅灰色）约占19.3%，其内形变孪晶很少（见图8（a）），滑移的Schmid因子较大（颜色亮），表明拉伸时〈100〉取向的奥氏体晶粒内不容易发生形变孪晶。此外，奥氏体取向的反极图（图8（b））表明，拉伸变形后奥氏体晶粒中存在〈111〉和弱的〈100〉织构。

2 6 Mn钢和30 Mn钢到拉伸断裂时仍然有部分奥氏体晶粒中没有或只有少量的形变孪晶，表明拉伸变形过程中形变孪晶的产生有明显的取向依赖性。对26Mn钢和30Mn钢拉断样品中不容易发生相变的奥氏体晶粒取向进行统计，统计了大约220～230个晶粒，结果如图9所示。由图9中可知，不容易发生孪生的奥氏体取向主要集中在〈100〉／／拉伸方向，表明〈100〉取向的奥氏体晶粒不容易孪生，以滑移为主。以上结果与细晶TWIP钢不同[11]。

2.5 孪生对织构的作用

由以上数据可以看出，两种钢拉伸变形后织构分布并不集中。这是由于形变过程中有大量形变孪晶产生，孪晶产生与基体不同的新取向，从而削弱了基体的取向，减缓了晶粒向〈111〉取向的转动，使〈111〉织构有一定程度的减弱。图10为面心立方结构金属在拉伸条件下孪生和滑移的取向因子分布图。图10中浅色线为单向拉伸时易于滑移的取向，深色线为单向拉伸时易于孪生的取向。如果滑移与孪生的临界分切应力相等，即τcrss－slip／τcrss－twin＝1，则两种颜色的边界线就是滑移与孪生倾向相等的取向；如果层错能因锰含量的变化而降低，则深色孪晶区域扩大。〈111〉取向的晶粒易发生孪生，但不如〈441〉容易。从易孪生区选几个典型取向（见图10中实心方块位置），其孪晶取向都聚集在〈114〉－〈113〉连线位置（见图10中空心方块位置），这大致在欧拉角（φ1，19°，45°）位置（见图6），所以图6中大部分弱织构位置处于孪生区晶粒的孪晶取向。这表明，在宏观织构测定中，有效区分了滑移产生的弱〈100〉织构与孪晶对应的〈114〉－〈113〉织构。图10（c）表明，若孪生的临界分切应力比滑移的临界分切应力高出达15%，则孪生有利的取向区域将消失。当然，这种取向因子计算只说明滑移及孪生的先后，并不说明形变量增大后孪生也不能发生。

图9 26Mn钢和30Mn拉断后不易孪生的奥氏体晶粒取向（反极图）Fig.9 Austenite grain orientations difficult to twinning in tensile－fractured 26Mn and 30Mn steels

图10 拉伸条件下孪生和滑移的取向因子分布Fig.10 Schmid factor distribution for twinning（dark lines）and slip（light lines）during tensile deformation

3 结论

（1）两种晶粒尺寸较粗大的高锰TWIP钢26Mn钢和30Mn钢拉断后主要形成强的〈111〉和较弱的〈100〉线织构，孪生产生新的织构弱化了〈111〉织构，同时使原来较弱的〈100〉织构变为〈100〉附近的孪晶取向。孪晶量随形变量的增加而增加，不同形变阶段都显示出孪生对织构的贡献。

（2）26Mn钢呈现少量的TRIP效应，形变诱发产生ε－M。ε－M从形变孪晶上形成或在孪生易发生的区域形成，因受〈111〉取向晶粒易孪生的影响，ε主要以｛101｝（或｛10－11｝）峰出现，对应倾转的基面织构；同时也削弱了〈111〉织构。因此，TWIP钢拉伸时的织构弱于只有滑移机制的面心立方金属。

（3）在拉伸过程中孪生存在明显的取向依赖性。EBSD取向测定表明，〈111〉取向的晶粒易于孪生，〈100〉取向的晶粒易于滑移。

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