用原位中子衍射和透射技术检测20MnTWIP钢的变形机制试题.doc

用原位中子衍射和透射技术检测 20Mn TWIP 钢的变形机制摘要: 化学成分为 Fe-20Mn-3Si-3Al-(wt.%) 的退火孪生诱发塑性钢在拉伸加载期间的变形机制和相关的微观结构变化,系统地用原位飞行时间中子衍射技术结合透射技术进行研究。合金的原始组织包括各向等大的γ晶粒与体积~7% 的原始α’相。此外位错滑移, 在拉伸变形期间从奥氏体到α’马氏体和ε马氏体的孪生或两种类型的马氏体转变作为主要变形模型被观察。原位中子衍射为建立解释在不同应变区域的不同变形模型作用的变形模型图提供了强大的工具。从奥氏体到α’马氏体的马氏体转变的临界应力为 520MPa ,然而驱使孪生变形或奥氏体到ε马氏体的马氏体转变需要较高的应力( >600MPa )。ε马氏体和α’马氏体作为硬相, 然而孪生机制对钢的强度和韧性有所改变。 TEM 观察确认了取向为< 111 >或< 110 >的原晶粒平行于加载方向促使了孪生过程。形核现象和孪生晶粒归因于杆和自再生(pole and self-generation) 形成过程, 以及层错(stair-rod) 交滑移(cross-slip) 机制。 、强度高钢的需求,含锰诱导相变塑性(TRIP) 和诱导孪生塑性(TWIP) 钢的发展和应用已经逐渐被关注。 TRIP 钢的强化机制是基于变形过程中亚稳态奥氏体、面心立方的γ相转变为马氏体、密排六方的ε相和(或)体心立方的α’相的诱导变形相变。奥氏体钢的高硬化加工性达到了特殊韧性的非常高的抗拉强度。大多数奥氏体钢含碳量低且使用 Ni 来稳定面心立方结构。然而,这相同奥氏体的稳定性同样能获得的同时且能减小成本可以通过用 C和 Mn 来替换 Ni。一般而言, Mn 不仅占据 Ni的原子位,而且也增加了间隙原子如 C、 N 的溶解度,以提高奥氏体的稳定性和促使附加强度的影响。 Al 增加了堆垛层错能(SEF) ,所以强烈地抑制γ到α’的相变以致于形变孪晶的形成是有利的。相比较, Si 在冷却和变形期间减小堆垛层错能和促进γ到α’的相变。在奥氏体钢期望达到减轻重量的目的中, TWIP 钢因为硬化加工对机械性能的影响所以被关注。有人认为(It is believed that) 孪晶变形通过阻止滑移位错来增加硬化加工率。由于孪晶变形频繁的发生,含 Mn ≥ 15wt.% 的高锰钢添加 Si和 Al 表现出高强度和高韧性的完美结合。到目前为止,公认(it is well established that) 钢的合金含量对材料的堆垛层错能有显著的影响,这与整个变形过程中的变形机制密切相关。随着堆垛层错能的减小,交滑移变得更困难, 且孪生机制由于堆垛层错(SF) 宽度的增加得到了促进。然而, Sato 等人证明低的堆垛层错能(SFE)( γ≤ 20mJm -2) 也有利于γ相到ε相的相变,反之较高的堆垛层错能(SFE)( γ>20mJm -2) 抑制γ相的相变。相同的实验表明 TRIP 钢是以非常低的堆垛层错能(SFE) 为特征的,而 TWIP 钢拥有较高的堆垛层错能(SFE) 。然而,对于有中等堆垛层错能(SFE) 的含 Mn 钢在变形期间这两种机制和它们之间的相互作用定量描述仍然是很少的。在 TWIP 钢中主要的塑性变形机制是位错滑移。然而,在低的堆垛层错能(SFE) 的钢中,典型的范围为 18-50 mJm -2,部分位错趋于形成, 这阻止了位错滑移和促进了孪生机制。如果堆垛层错能(SFE) 远远低于 18-50 mJm -2 这个范围,马氏体相变是占主导的变形。 Dini 等人使用虚拟神经网络方法, 试图预测把 Al和 Si 含量作为 Mn 量函数的高 Mn(15-30 wt.%) TRIP/TWIP 钢在拉伸变形期间的硬化应变机制。 Bouaziz 和 Guelton 提出了一个物理模型,这属于 TWIP 钢在孪生过程的高硬化应变率。后然,他们阐述了晶粒大小和包辛格效应(Bausching effects) 对模型的影响。根据改进的模型,孪生过程、霍尔效应(Hall-Petch relationship) 和包辛格效应(Bausching effects) 都能影响 TWIP 的硬化加工性能。实验室 X射线,高能 X 射线或中子的衍射实验对相和晶粒的取向都很敏感。最近,高能同步加速器 X 射线技术用于残余应力分析。同步加速器(synchrotron sources) 主要的优点是准度高和高强度,使每个晶粒和相都能高空间分辨率测量。中子衍射是一个已建立的、没有损坏的技术,用于判定晶体结构中的应变。晶面间距能由布拉格定律(Bragg ’s law) 实现的衍射峰的位置判定。中子辐射的优点是高渗透深度,这是大部分材料