分享：节约型双相不锈钢TRIP效应致塑性增量及其固溶温度依赖性

陈雷1,2, 郝硕1,2, 梅瑞雪2, 贾伟2, 李文权2, 郭宝峰,2

双相不锈钢由铁素体和奥氏体两相组成，塑性变形过程中两相间变形协调性差，使其成形时极易开裂。近年来，利用Mn-N合金化研制的节约型双相不锈钢在节Ni的同时，还可获得亚稳奥氏体相，使双相不锈钢具有相变诱导塑性(TRIP)，有效改善成形性能[1,2]。国内外的研究人员针对节约型双相不锈钢中TRIP效应的微观机制——形变诱导马氏体相变做了较丰富的研究[3,4,5,6]，指出奥氏体相的机械稳定性决定了TRIP行为动力学，控制着双相不锈钢的变形。对于具有TRIP效应的双相不锈钢而言，不同程度的TRIP效应将产生多少塑性增量？或者说材料不发生马氏体转变，不存在TRIP效应时的原始塑性有多大？始终未明，导致TRIP型双相不锈钢的研制缺少参考依据。张旺锋等[7,8]基于低温拉伸曲线结合理论推导，提出了亚稳奥氏体不锈钢中相变诱发塑性的计算方法，为量化表征钢中TRIP致塑性增量提供了参考。

另一方面，固溶处理是双相不锈钢最关键的生产工艺之一，特别是固溶温度改变，两组元相间则发生合金元素再分配，改变奥氏体相比例及其机械稳定性[9]，进而影响形变诱导马氏体的转变动力学。因此，固溶温度会影响TRIP效应的增塑程度及TRIP致塑性增量。已有研究[3,4,10,11]表明，固溶温度升高时TRIP效应减弱，塑性降低。但固溶温度对双相不锈钢中TRIP致塑性增量的影响情况未见报道。

本工作以一种具有TRIP效应的双相不锈钢为研究对象，力图实现室温变形条件下的TRIP致塑性增量的量化表征，并着重分析讨论TRIP致塑性增量与固溶温度的依赖关系，以阐明固溶温度对TRIP增塑能力的影响规律。以期为评估影响TRIP效应的因素对TRIP增塑能力的影响程度提供新的思路，为高性能化TRIP型双相不锈钢的研制开发提供参考。

1 实验方法

1.1 实验材料及研究方法

实验用节约型双相不锈钢(LDX)由20 kg真空感应炉冶炼，抽真空后充入高纯度N2进行精炼，铸锭后再经1150 ℃高温加热保温后锻造开坯，改锻成40 mm×40 mm的方坯。其主要化学成分(质量分数，%)为： C 0.03，Si 0.8，Mn 2.9，Cr 19.2，Ni 0.9，Cu 1.9，N 0.25，Fe余量。从方坯上沿锻造方向切取板料后，进行冷轧，变形量约为50%。再将冷轧板料分别在1000~1200 ℃ (间隔50 ℃)范围内，加热保温30 min后水淬，进行固溶处理。然后从板料上沿轧制方向切取拉伸试样。同时选取典型2205双相不锈钢(00Cr22Ni5Mo3N)商用冷轧板用以与LDX进行对比分析。

拉伸实验在Gleeble-3800试验机上进行，采用恒应变速率控制，实验速率为0.001 s-1。拉伸变形温度选择室温~100 ℃，拉断为止。每个条件下进行3次实验，数据结果取平均值。为进一步计算求得LDX的加工硬化率和均匀延伸率，将所得工程应力-应变曲线转换为真应力-真应变曲线。工程应力、应变与真应力、真应变之间的转换关系为：

其中，ε 和 εE分别为真应变与工程应变，σ 和 σE分别为真应力与工程应力。

加工硬化率(θ)的表达式为：

拉伸变形时，试件出现颈缩表明材料变形失稳，因此材料的均匀延伸率对应于拉伸变形开始出现失稳时的变形量。根据Considére失稳判定准则[12]，即：加工硬化率与真应力相等时，材料变形失稳，见公式(4)，并由该式计算失稳开始真应变：

其中，$\dot{?}$为某一恒定的应变速率，在本工作中指的是0.001 s-1。再将其根据式(1)进行换算，得出失稳开始时对应的工程应变，即均匀延伸率。

利用SmartLab型X射线衍射仪(XRD)分析计算形变诱导马氏体(饱和)转变量。选取不同固溶温度下室温拉断后断口附近位置(近似对应变形量最大位置)的试样进行测试，采用Cu靶，扫描角度为20°~120°，扫描速率为2°/min。通过获得未变形前(固溶态)和变形后LDX中奥氏体的含量，计算求得各条件下形变诱导马氏体的饱和含量。利用式(5)[13]计算奥氏体含量：

其中，Vγ是奥氏体的体积分数；Iγ是奥氏体{200}、{220}和{311}晶面衍射峰积分强度的平均值；Iα是铁素体{200}、{211}晶面衍射峰积分强度的平均值。

利用JEM-2010透射电镜(TEM)观察不同条件下形变诱导马氏体的微观特征。TEM样品经打磨至30 μm后，再在10%HClO4 (体积分数)酒精溶液中进行双喷电解减薄。TEM实验操作电压为200 kV。

1.2 TRIP致塑性增量的测定原理

钢中形变诱导马氏体相变与变形温度有关，随着变形温度的升高，马氏体相变受到抑制，转变量降低[2]，即：变形温度超过某一临界温度(Md)，TRIP效应消失。亚稳奥氏体不锈钢研究结果[14,15,16,17]表明，TRIP效应消失的变形温度均低于100 ℃ (Md<100 ℃)。通常，对于没有TRIP效应的双相不锈钢而言，在室温~100 ℃范围内，材料的塑性变化不大[18]。为进一步证明这一点，进行了经1000 ℃固溶处理后的非TRIP型双相不锈钢2205在不同变形温度下的拉伸实验，其拉伸曲线及加工硬化率曲线如图1所示。不难发现，2205钢在室温~100 ℃范围内拉伸变形后塑性变化微弱，室温与100 ℃时的均匀延伸率(eu)和断裂延伸率(ef)相差分别仅为1.1%和1.4%。另外，TRIP效应主要通过抑制变形失稳，即延迟颈缩，实现增塑[1]，也就是说TRIP主要影响拉伸试样颈缩之前的均匀延伸率。此外，室温~Md温度，LDX变形前的两相比例基本相同，不会引发额外的塑性改变。

图1

图1   2205钢在不同拉伸温度下的应力-应变曲线及加工硬化率曲线

Fig.1   Stress-strain curves and work hardening rate curves of 2205 steel at different tensile temperatures (RT—room temperature, σE—engineering stress, εE—engineering strain, σ—true stress, ε—true strain, θ—work hardening rate)

(a) σE-εE curves (b) σ-ε and θ-ε curves

综上，可以近似认为室温变形条件下，TRIP型不锈钢eu为Md温度下(<100 ℃)材料均匀延伸率(近似室温均匀变形阶段的原始塑性，ey)与TRIP效应导致的塑性增量($\mathrm{\Delta }?$)之和，即：

可见，通过获取LDX室温塑性和临界温度Md下(<100 ℃)不存在TRIP效应时钢的塑性，即可求得TRIP导致的塑性增量Δe。

2 实验结果及分析

2.1 双相不锈钢中TRIP效应的力学响应及微观特征

将经1000 ℃固溶处理的LDX与2205钢在室温拉伸变形下的力学行为特征进行对比，如图2所示。发现随着变形的进行，LDX与2205钢的应力(工程应力与真应力)均逐渐增加至峰值后发生颈缩，最终断裂。但LDX在εE达到约20% (ε约为0.18)后，σE再次表现出特有的快速增加，使工程应力-工程应变曲线呈较为明显的“S”型(图2a)。LDX的θ随ε的增加先降低，当ε超过0.14后，θ开始增加至峰值后再降低直至断裂，表现出“三阶段”硬化特征(图2b)，而2205钢的θ则随ε增加连续降低，表明LDX的变形机制与2205钢不同。

图2

图2   节约型双相不锈钢(LDX)与2205钢的拉伸变形曲线与加工硬化特征

Fig.2   Tensile deformation curves and work hardening characteristics of lean duplex stainless steel (LDX) and 2205 steel

(a) σE-εE curves (b) σ-ε and θ-ε curves

图3为经1000 ℃固溶后LDX拉伸断口附近(ε约为0.4)微观组织的TEM像。由图可见，形变奥氏体内既有由奥氏体晶界向晶内生长且连续分布的带状组织，又有晶内断续分布的透镜状组织(图3a)。通过分析，带状、透镜状组织为具有bcc结构的α′马氏体，其中带状α′马氏体与γ奥氏体基体的位向关系表现为(111)γ∥(110)α′，呈典型K-S关系，而透镜状α′与γ基体的位向关系为(111)γ∥(011)α′，呈典型N-W关系。大多数奥氏体已被形变诱导α′马氏体所替代，表明相变已趋于饱和(图3b)。Olson 和 Cohen[19]提出，α′马氏体在ε马氏体带交叉点处形核后，ε逐渐被消耗而α′逐渐长大并呈断续分布，即γ→ε→α′机制，由此可推断，晶内透镜状α′按上述方式形核长大，但其衍射花样中并未发现ε马氏体，这主要是因为断口附近变形量较大，ε马氏体已基本全部转变成α′马氏体。Choi等[20,21,22]发现，α′马氏体还可在奥氏体晶界和(或)退火孪晶界处直接形核而逐渐向晶内生长，与图3b中沿晶形核的带状α′马氏体特点一致，说明LDX中γ→ε→α′与γ→α′ 2种马氏体相变机制共存。另一方面，铁素体相的TEM明场像(图3c)显示出铁素体晶粒内部存有较多的胞状位错，这表明铁素体的变形机制主要为位错滑移。通常，以位错滑移为主的金属材料的加工硬化率随着变形增加表现为连续降低[2]。因此，综合θ-ε曲线(图2b)及变形组织可推断，LDX整体变形主要受奥氏体变形控制，亚稳奥氏体在变形过程中发生马氏体相变，形成TRIP效应，从而使加工硬化率增加，导致θ-ε曲线表现出“三阶段”硬化特征。而2205钢具有稳定的奥氏体相，两相变形机制均以位错滑移为主[23]，故其θ-ε曲线呈连续降低趋势。

图3

图3   LDX拉伸断口附近微观组织的TEM像

Fig.3   TEM images of microstructural features near the tensile fracture of the LDX

(a) bright field image of austenite (b) dark field image of austenite and SAED patterns (insets) (c) bright field image of ferrite

形变诱导马氏体相变导致的TRIP效应延迟颈缩、抑制失稳，增加均匀变形，故马氏体转变饱和时的应变(εf)即为失稳起始应变[2]。基于Considére失稳判据，结合图2b不难推断，双相不锈钢中是否存有TRIP效应可根据其θ-ε曲线特征进行评估。当θ-ε曲线表现出明显的“三阶段”硬化，则有TRIP，而当θ未表现出明显的二次上升，则认为无TRIP。本工作以该规律作为求得TRIP致塑性增量的依据，这与已有关于亚稳奥氏体不锈钢中有无TRIP效应的研究结果[14,15]一致。

2.2 固溶温度对TRIP效应致塑性增量的影响

2.2.1 力学性能

图4为经不同固溶温度处理后的LDX在不同拉伸变形温度下的工程应力-工程应变曲线。从图可知，在相同固溶温度下，室温拉伸后的抗拉强度和断裂延伸率最大。随着变形温度的增加，前述的应力再次明显快速增加的现象逐渐减弱，这表明变形温度越高，TRIP效应越弱。而在相同变形温度下，随着固溶温度的升高，TRIP效应引发的硬化率再次增加的趋势减弱，这主要是固溶温度升高使得奥氏体稳定性增加导致的。表1列出了各种条件下LDX的力学性能。不难发现，相同固溶温度下，屈服强度对变形温度不敏感，与抗拉强度相比，整体变化不显著。这主要是由于材料发生屈服时应变较小，即使在室温下也还不足以引发TRIP效应，改变性能。而均匀延伸率随变形温度的变化较断裂延伸率显著，特别是，当变形温度超过一定值后，均匀延伸率表现出一个明显下降趋势，随后继续降低变形温度，均匀延伸率的变化不大。

图4

图4   典型固溶温度下LDX经不同温度拉伸后的工程应力-工程应变曲线

Fig.4   Engineering stress-engineering strain curves of the LDX after tension at different temperatures under typical annealing temperatures of 1000 ℃ (a), 1100 ℃ (b) and 1200 ℃ (c)

表1   各条件下LDX的力学性能

Table 1  Mechanical properties of LDX under various conditions

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2.2.2 Md及TRIP效应致塑性增量确定

基于图4的σE-εE曲线，分别建立了θ-ε与σ-ε曲线，如图5所示。可知，各固溶温度下均存在Md，即在该温度以上变形，无TRIP效应，在θ-ε曲线上不出现θ上升的现象。不难发现，各固溶温度下的Md均不超过90 ℃，依据前述推断可知，室温至Md范围内，LDX的原始塑性(ey)基本相同，因此根据图5可分别计算求得各固溶温度下TRIP致塑性增量($\mathrm{\Delta }?$)，将计算结果列于表2。由该表可见，随着固溶温度的增加，Md和$\mathrm{\Delta }?$均逐渐降低。其中，固溶温度从1000 ℃增加至1200 ℃， Md由80 ℃降至60 ℃，$\mathrm{\Delta }?$由25.8%降至20.8%。

图5

图5   典型固溶温度下在室温和临界温度拉伸的真应力-真应变与加工硬化率曲线

Fig.5   True stress-true strain and work hardening rate curves at room temperature and critical temperature under typical annealing temperatures of 1000 ℃ (a), 1100 ℃ (b) and 1200 ℃ (c) (Δe—apparent plastic increment, εE2—engineering strain corresponding to ε2, εE1—engineering strain corresponding to ε1, Md—critical deformation temperature)

表2   不同固溶温度下组织与力学性能及计算结果

Table 2  Statistical and calculation results of microstructure and mechanical properties at different annealing temperatures

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3 分析讨论

固溶温度不同，亚稳奥氏体稳定性不同，其相比例也不同。一方面奥氏体稳定性会影响整体形变诱导马氏体的转变量；另一方面，奥氏体相比例变化及成分变化也会影响到马氏体形核位置的多少，进而影响整体马氏体转变量，而马氏体转变量决定着TRIP效应的增塑程度[7]，即TRIP致塑性增量。固溶温度改变导致的室温下的TRIP致塑性(均匀延伸率)增量变化的直接原因虽是饱和马氏体量变化，而实际则受控于奥氏体稳定性及其相比例，因此，由表2得出的室温$\mathrm{\Delta }?$随固溶温度间的变化是表观增量的规律，未考虑奥氏体相比例与稳定性的影响。

图6为经固溶处理后，LDX变形前与不同温度拉断后断口附近(该区域马氏体转变达到饱和)的XRD谱。不难发现，各固溶温度下室温拉断后LDX中奥氏体量较在Md温度拉断后的均明显减少，奥氏体的{200}、{220}和{311}衍射峰已变得十分微弱，而Md温度拉断后该3个衍射峰强度与变形前基本相同。说明，室温变形后大量的亚稳奥氏体发生了转变，Md温度拉断后亚稳奥氏体量基本未发生改变，即不会出现TRIP效应，与前述结果一致。利用式(5)分别计算了各固溶温度下室温变形时饱和马氏体转变量VM (结果见表2)。如前分析，饱和马氏体转变量越多，则TRIP致塑性增量越大，这里将各固溶温度下的Δe对于VM进行归一化处理，用以表征室温变形下单位体积马氏体诱发的平均塑性增量$\overline{\mathrm{\Delta }?}$，其表达式为：

图6

图6   不同条件下LDX的XRD谱

Fig.6   XRD spectra of LDX under different conditions

其中，$\overline{\mathrm{\Delta }?}$为单位体积马氏体诱发的平均塑性增量，VM为室温变形时马氏体的最大体积分数(饱和量)。

通过分析对比发现，随着固溶温度的升高，$\overline{\mathrm{\Delta }?}$逐渐增加，其值变化在0.629%~0.649%之间。表明LDX室温变形时亚稳奥氏体相中产生1%的马氏体，将会带来0.6%的塑性(均匀延伸率)增量，比已有研究报道[7,8]的Cr-Ni奥氏体不锈钢的增量(0.21%)高。

如前所述，奥氏体相的稳定性决定了TRIP效应的有无，为了进一步表征奥氏体稳定性对TRIP致塑性增量的影响，这里将表2中各固溶温度下的$\mathrm{\Delta }?$对于奥氏体相比例进行归一化处理，引入TRIP本征塑性增量参数$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$，以消除奥氏体相比例的影响。$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$也可以理解为，某固溶温度下(奥氏体稳定性一定)，室温变形时单位体积的亚稳奥氏体产生的饱和马氏体量(VM*) 导致的塑性增量，因此其表达式为：

其中，Vγ0 为原始奥氏体的体积分数。

结合XRD谱计算求得各固溶温度下的Vγ0，通过式(8)可求得不同固溶温度下(或不同奥氏体稳定性下)的TRIP本征塑性增量$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$，具体结果详见表2。可见，随着固溶温度的升高，$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$逐渐降低，也就是说双相不锈钢中奥氏体相越稳定，其单位体积内发生马氏体相变导致的塑性增量越小。

亚稳奥氏体在塑性变形过程中的转变规律可用式(9)[24]表示：

其中，k为用以表征奥氏体稳定性的参数，k越大奥氏体稳定性越低，马氏体转变驱动力越高。

根据式(9)分别求得不同固溶温度下，LDX中亚稳奥氏体的稳定性系数k，详见表2 (注：这里Vγ选取室温变形时马氏体转变饱和后未转变奥氏体量，即：${?}_{?}={?}_{?\mathrm{0}}-{?}_{\mathrm{M}}$，$?$对应为失稳应变，即均匀延伸率对应应变值)。分别建立$\overline{\mathrm{\Delta }?}$、$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$与k之间的关系，如图7所示。发现，对于LDX而言，固溶温度在1000~1200 ℃范围内，$\overline{\mathrm{\Delta }?}$、$\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$与k间均存在一定的线性关系，可分别定量描述为：

图7

图7   不同奥氏体稳定性下的本征塑性增量

Fig.7   Intrinsic plastic increment under different austenite stability

根据该量化关系，可以实现具有不同稳定性亚稳奥氏体相的双相不锈钢塑性变形过程中由于TRIP效应引发的本征塑性增量，为节约型双相不锈钢的优化设计提供理论指导。

4 结论

(1) 亚稳奥氏体在变形过程中产生形变诱导马氏体，主要表现出γ→ε→α′和γ→α′ 2种机制，引发TRIP效应，使LDX表现出“三阶段”的硬化特征。

(2) 各固溶温度下，随着变形温度的升高，TRIP效应逐渐减弱，均匀延伸率降低。而随着固溶温度由1000 ℃升高至1200 ℃，LDX的TRIP效应消失对应的临界温度Md由80 ℃降至60 ℃

(3) 随着固溶温度的升高(1000~1200 ℃)，LDX的TRIP致表观塑性增量($\mathrm{\Delta }?$)降低，由25.8%降至20.8%；单位体积马氏体诱发的平均塑性增量($\overline{\mathrm{\Delta }?}$)增加，由0.629%增至0.649%；本征塑性增量($\mathrm{\Delta }{?}^{\mathrm{*}}$)降低，由0.538%降至0.507%。

来源--金属学报