不同应变速率下fe-29mn-3al-3si钢的冲击性能及微观组织研究

电　子　显　微　学　报

JournalofChineseElectronMicroscopySociety

Vol.39,No.12020-02

文章编号:1000-6281(2020)01-0019-10　　

不同应变速率下Fe-29Mn-3Al-3Si钢的冲击性能

及微观组织研究

(湖南大学材料科学与工程学院高分辨电镜中心,湖南长沙410082)

摘　要　　采用分离式Hopkinson压杆对冷轧退火态Fe-29Mn-3Al-3SiTWIP钢进行650s-1~3800s-1范围内高应变速率的动态冲击压缩实验。采用扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射技术(EBSD)、X射线衍射(XRD)和透射电镜(TEM)等研究手段对冲击前后试样的微观组织结构进行表征。结果表明,在高速冲击条件下该TWIP钢具有正应变速率强化特性,且主要变形机制是孪生诱导塑性(TWIP)。随着应变速率及应变量增大,材料强度增加,形变孪晶数量增加,孪晶与位错交割加剧。在压缩变形过程中,〈001〉取向的晶粒易产生滑移和孪生,为软的晶体取向;而〈110〉取向晶粒中孪生和滑移的概率减少,为硬的晶体取向。随形变量的增加,逐渐形成〈110〉丝织构。高速冲击变形中的绝热效应使位错发生动态回复而对形变孪晶影响较少。TWIP效应、加工硬化、动态回复以及形变孪晶界的动态Hall-Petch效应大幅提高材料的高强度并保持高的塑性。关键词　　高锰钢;高速冲击;TWIP效应;应变速率;形变孪晶

中图分类号:TG142.41;TG142.1+1;TG161;TG115.21+5.3　文献标识码:A　doi:10.3969/j.issn.1000-6281.2020.01.004

刘元瑞,伍翠兰∗,谢　盼,巩向鹏,沈书成

　　高锰TWIP钢具有高强度、高应变硬化率以及优良的塑性、韧性等综合机械性能[1-4],在低温下不易发生韧脆转变,符合现代汽车工业中减重、节能以及适应恶劣极端环境等需求,且在安全碰撞结构件、复杂形状零部件以及吸能缓冲部件上被广泛应用。安全碰撞结构件在突发事件中承受冲击时的形变速率往往在103s-1以上[5],因此研究高锰钢在高速冲击下的性能与应变速率响应关系、微观组织演变规律以及形变机制有重要意义。应变速率敏感性是材料的重要特性[6-7],正应变速率敏感性越强意味着在高应变速率下材料抵抗形变的能力越强,因此具有正应变速率敏感性的材料是承受高速动态载荷结构件的理想材料。Zhou等[8]将弹道冲击实验后18Mn0.75C1.7Al0.523SiTWIP钢形变区的硬度提升归结于位错滑移和增殖,实验前后材料的孪晶厚度、间隔和体积分数几乎不变。Mahajan和Chin[9]证明了滑移和孪生之间的竞争具有较弱的温度敏感性,但孪晶应力具有非常明显的应变速率敏感性。同时高速加载引起的绝热升温会影响材料层错能(SFE)的大小。Curtze和Kuokkala[10]证明了TWIP钢在1000s-1的高应变速率下绝热升温

收稿日期:2019-05-06;修订日期:2019-05-27

大约95℃,使SFE增加25MJ·m-2左右。层错能的大小直接影响形变孪晶的形成和形变机制,因此高应变速率下的绝热会使原本以TWIP效应为主的形变机制转为以位错滑移为主的形变机理,从而使材料的强度和塑性降低。

总之,高应变速率下TWIP钢的形变是一个复杂的过程,现有的文献主要研究TWIP钢的静态或准静态形变行为,而对TWIP钢在高应变速率下的Fe-29Mn-3Al-3Si钢作为典型TWIP钢,在形变过程本文采用分离式Hopkinson压杆设备研究冷轧退火态Fe-29Mn-3Al-3Si钢在650s-1~3800s-1应变速率范围内动态加载下的力学性能,运用多种微观表征技术研究不同应变速率下微观组织演变规律对强塑性的影响。

形变行为和微观组织演变研究相对较少[11-12]。中伴随位错滑移与增殖、形变孪晶的形核与生长。

1　实验材料与方法

1.1　实验材料与冲击实验

实验高锰钢由真空感应炉熔炼得到,具体化学成分(质量分数,wt.%)为:28.98Mn,2.53Al,

基金项目:国家自然科学基金资助项目(Nos.15639023778,51801060,11427806,51671082).作者简介:刘元瑞(1992-),男(汉族),湖北黄石人,硕士.E-mail:13397495170@163.com∗通讯作者:伍翠兰(1969-),女(汉族),湖南永州人,教授.E-mail:lancui-wu@163.com

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电子显微学报　J.Chin.Electr.Microsc.Soc.第39卷

2.70Si,0.011C,余量为Fe。材料制备工艺:真空熔炼→锻造→均匀化退火→热轧(终轧温度950℃)→冷轧(压下量60%)。将厚度为4mm的冷轧板经线切割切成Ф8mm×4mm圆柱状样品,然后经G08123K型管式炉中进行,退火加热过程中通入Ar气进行保护。采用分离式Hopkinson压杆装置进行高速冲击实验。冲击实验前,试样经砂纸打磨抛光,并在试样端面和杆接触面上均涂覆凡士林润滑剂。采用弹性模量为200GPa、屈服强度为1.4GPa的高强钢制成尺寸为Ф16mm×1200mm的入射杆和透射杆,子弹长度为210mm。分别采用0.2MPa、0.4MPa、0.6MPa和0.75MPa气压驱动Hopkinson压杆冲击压缩试样,其相应的冲击变形应3400s-1、3800s-1。本文以应变速率来命名形变试样,如650s-1试样表示0.2MPa气压冲击下,应变速率为650s-1的形变试样。

变速率(·ε=dε/dt)分别为650s-1、2300s-1、

的基础上用4vol.%硝酸酒精溶液腐蚀60s制得。TEM试样制备过程:先采用电火花线切割对每种试样分别切出平面薄片试样和径向截面薄片试样;机械研磨薄片至80~100μm厚后冲剪成直径为3mm的圆片;将Ф3mm圆片继续研磨至50~60μm;最后采

用10vol.%高氯酸酒精溶液(-20℃)进行电解双喷减薄至透光,电解双喷所用电压为32V。

1000℃、1h退火后水冷处理。退火实验在SK-

2　实验结果与讨论

2.1　冲击压缩性能

1a所示:当冲击载荷较小时(·ε=650s-1),试样的真应力-真应变(σ-ε)曲线与室温慢拉伸σ-ε曲线相似,σ随ε的增加而增加。当·ε≥2300s-1时,σ-ε曲线均出现了明显的屈服软化现象,即σ达到上屈服点后开始下降到下屈服点,然后波动上升。应变速率越大,上屈服点和下屈服点应力越高,且在相同应变量下的应力越大,这表明该材料具有正的应变速率敏感性。试样总的形变量随冲击载荷的3800s-1不同应变速率冲击后试样的总形变量分别为4.8%、15.8%、22.6%、26.1%。图1b为材料的加工硬化速率曲线,表明当·ε≥2300s-1时,材料的加工硬化曲线非常类似,相同应变下的加工硬化速率大致相同,这说明材料在不同应变速率高速冲击下的加工硬化行为是相同的。由于所研究的TWIP钢具有很好的冲击韧性和很高的抗拉强度,而本文中的冲击载荷有限,材料的压缩量尚未达到其形变极限,因此冲击载荷下的压缩强度极限并未得到。增加而增加,经650s-1、2300s-1、3400s-1、

冲击实验的真应力(σ)与真应变(ε)关系如图

1.2　显微组织结构表征

采用Quanta-200型扫描电子显微镜(SEM)、EDAXTSL电子背散射衍射技术(EBSD)、FEITecnaiG2F20和JEOLTEM-3010型透射电子显微镜(TEM)对平面试样和截面试样分别进行显微组织表征。采用D/Max2500型X射线衍射仪(XRD)测定试样物相组成,XRD实验参数为:Cu靶、0.02°步长、40kV电压、250mA电流、8°/min扫描速度。其中EBSD和XRD试样制备过程为:采用SiC砂纸研磨及机械抛光去掉试样的表面划痕,然后采用电解抛光消除试样应变层,其中电解抛光所用腐蚀液为10vol.%的高氯酸酒精溶液。SEM试样是在EBSD试样

图1　不同应变速率下试样的真应力-应变曲线及其应变硬化速率曲线。a.真应力-应变曲线;b.应变硬化速率。

Fig.1　Thetruestress-straincurvesandhardeningrate-straincurvesofTWIPsteelswithvariousstrainrates.

a.Truestress-straincurves;b.Hardeningrate-straincurves.

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尽管如此,因为高速冲击的加工硬化行为相似,因此其形变机制应该是相似的,研究不同高速冲击形变后试样的微观组织可以揭示该材料高速冲击形2.2　XRD分析

变过程中的微观组织演变规律。

为了解试样在冲击形变前后的物相变化以及晶粒取向转变,对不同试样的平面和径向截面均进行了XRD检测分析,结果如图2所示。该TWIP钢

在高速冲击实验前后均为单一的奥氏体组织,说明该材料在形变过程中产生马氏体相变概率很少,变形机制中的相变诱导塑性(TRIP)效应可以忽略。图2表示随应变速率增大,平面上的{220}衍射峰增强,截面上的{111}衍射峰增强,即大冲击形变后试样的大部分{111}面和〈110〉方向与受力方向平行,这说明在冲击载荷形变中晶粒发生转动,逐渐形成了〈110〉丝织构。

Fig.2　XRDspectraofplane-viewedsamplesandcross-sectionalsamplesdeformedatdifferentstrainrate.

a.Plane-viewedsamples;b.Cross-sectionalsamples.

图2　不同应变速率下平面试样及截面试样的XRD图谱。a.平面试样;b.截面试样。

2.3　SEM观察

为了进一步探究该TWIP钢在高速形变时表现出正应变速率敏感性的原因,对高速冲击后试样的平面组织和截面组织均进行了SEM观察分析。通常情况下,材料在冲击压缩形变过程中原奥氏体晶粒会出现扁平化,本文SEM观察也发现,同一试样其平面组织的平均晶粒尺寸略大于截面上晶粒尺寸。图3a,3b分别为冲击实验前退火试样截面的晶粒形态、晶粒取向的反极图以及冲击形变后截面的晶粒尺寸统计图。冲击前试样由含有少量退火孪晶的等轴晶组成。图3a右上角插入的以法向方向为参考方向的反极图,表示退火试样的织构强度较86.1μm。经650s-1、2300s-1、3400s-1和

3800s-1不同应变速率冲击后,试样晶粒在截面上的平均尺寸分别降为69.7μm、67.2μm、62.4μm和53μm,这说明材料随形变量增加其截面上平均晶粒尺寸减小。对不同状态的平面上组织进行表征,发现原奥氏体晶粒尺寸随形变量的增加而先增加后保持不变。

图4为不同应变速率冲击后试样截面SEM像,低,此时试样的平均晶粒尺寸(孪晶界包含在内)为

其中虚线标出晶粒均产生了片条状组织,如图4(a

保持等轴晶形貌,大部分晶粒内未发现明显的片条状组织,即使形成了片条组织,同一晶粒内基本上也只有同一方向排列的片条,如图4e所示。应变速率增至2300s-1后,形成片条状组织的晶粒增多,且同一晶粒内可看见到两组交叉的片条组织(如图4f所示),说明同一个晶粒内有两组及以上的滑移系开启。应变速率为3400s-1时,大部分等轴晶扭曲形变,片条组织进一步增多,同一晶粒内出现了多个方向的片条,说明多个滑移系被启动。应变速率但片条状组织更多更密集,不同方向的片条组织相互切割得更严重。观察发现,在应变速率较小时,冲击力太小、总应变量较小,难以观察到片条状组织;当应变速率增加时,冲击力增大,总应变量增大,参与形变的晶粒增多,片条组织增多,开启的滑2.4　EBSD分析

移系数量增多,片条组织相互交割严重。

对不同应变速率下冲击后试样的平面组织和截面组织均进行EBSD表征,其平面组织的EBSD为3800s-1时,试样微观组织与3400s-1试样相似,

~d)所示。图4a表示应变速率为650s-1的试样仍

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图3　初始态试样的晶粒取向图及不同应变速率冲击形变后平均晶粒尺寸图。a:Bar=500μmFig.3　Thenormalgrainorientationimageoftheas-receivedsampleandtheaveragegrainsizeofsamplesaftera.Thenormalgrainorientationimage(Theinsertedfigureatthetoprightcornershowstheinversepolefigure(IPF)

alongthenormaldirection);b.Theaveragegrainsizeimageatdifferentstrain-rate.

impactingatdifferentstrainrate.

a.晶粒取向图(右上角插图为法向下的反极图);b.不同应变速率下平均晶粒尺寸图。

图4　不同应变速率形变后试样截面SEM像。a-d:Bar=100μm;e-h:Bar=5μm

Fig.4　Thecross-sectionalSEMmorphologiesofthesamplesafterimpactingatdifferentstrainrates.

a,e.650s-1;b,f.2300s-1;c,g.3400s-1;d,h.3800s-1.a,e.650s-1;b,f.2300s-1;c,g.3400s-1;d,h.3800s-1。

结果如图5所示。图5(a~d)为不同试样平面组织的晶粒取向图,相应的晶粒内取向差分布图(GOS图)如图5(e~h)所示。首先对不同试样晶粒内片条组织进行分析得出,片条组织基本上都为形变孪晶,如图5(i~k)所示。因为EBSD空间分辨率有限,不能鉴别非常细小薄片的晶体结构,但从细小薄片的形态及其与基体的取向关系仍可以推测出它们应为层错或者微孪晶。不同应变速率下的形变组织演变规律如下:650s-1试样中片条组织很少,

2300s-1试样中可观察到片条组织,且含有片条组织的晶粒取向接近〈001〉方向。文献[13]在研究

这与该试样截面SEM观察结果(图4a)一致;

Fe-33Mn-2.93Al-3Si钢室温慢压缩实验也得出,〈001〉取向的晶粒在压缩变形早期就可产生形变孪晶,本文也发现高速冲击变形过程中具有近〈001〉取向的晶粒也容易产生形变孪晶,这说明不管应变速率高低,〈001〉取向有利于压缩变形下形变孪晶的形成。当应变速率进一步增大到3400s-1时,孪

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晶片条增多,且红色〈001〉晶粒中的形变孪晶呈现为绿色的〈101〉取向,这也解释了XRD图谱中的(220)衍射峰强度随应变速率的增加而增强。随着形变量的增加,其它取向的晶粒也产生了大量的形变孪晶,如图5c右下角和图5d所示。另外,随应变速率及应变量的增加,材料整体形变程度逐渐增大,晶粒内取向差增加。晶粒内取向差越大,说明该晶粒扭曲形变程度越高,其应变能越高,应力集中程度越高。高速冲击形变后的某些晶粒内的取c)表示斜躺着的孪晶面上存在大量的位错,与之交应变量越大,孪晶片被切割得越严重,但图9c中切割区域内未出现再结晶现象,因此该切割带不属于绝热剪切带,这与其他面心立方金属(铜、铝和不锈钢等)在高应变率形变过程中通常不产生绝热剪切带的结果一致[14]。

割的位错切过孪晶片,使得孪晶片两边切开、错位。

3　讨论

向差可达到14°,如图5h中虚线画出的红色晶粒。对比图5(a~h)可得出,晶粒取向差较大的区域中形变孪晶片条组织较少,而形成了大块形变孪晶的区域,其晶粒取向差不高,这说明形变孪晶的形成可降低晶粒的形变能,缓解应力集中。

因为形变孪晶具有方向性,更容易在截面组织中体现。图6表示3800s-1

试样的截面组织EBSD分析图,可见几乎所有晶粒内部均产生了形变孪晶,且很多晶粒内部产生了二次孪晶,如图6d所示。说明在高应变速率和大变形下,二次孪晶被激活以协调材料的大变形及承受更多的冲击变形功。

2.5　不同应变速率下试样TEM表征TEM图像。7为不同应变速率冲击形变后截面试样的

6507as-1试样晶粒内部形成了一些层错和位错(如图所示);2300s-1试样中可观察到大量的形变孪晶和位错,甚至出现了少量的二次孪晶,

如图7b中黄色箭头所示;3400s-1试样中更容易观察到形变孪晶和位错缠结现象,由于形变量的增加,某些孪晶与位错相互作用使得孪晶偏转和孪晶界滑移现象,如图7c中黄色框区域所示。当应变速率达到3800s-1时,某些区域内形变孪晶之间的位错密度反而有所降低(如图7d所示),这可能是高3速形变产生的绝热效应使位错发生了动态回复800s。

-1试样形变孪晶区域高分辨TEM图像也进一步显示孪晶片内部干净,孪晶界平直,位错密度不高。但图7d及图6表示3800s-1试样中形变孪晶的数量很高,且孪晶片的厚度很薄,说明绝热现象不影响形变孪晶的形态和数量,这从侧面说明孪晶的形成速率高于绝热造成的位错动态回复速率。

本文对冲击后试样平面组织也进行了TEM表征,大量的TEM观察发现所有冲击试样的平面组织中很难清晰显示形变孪晶,其主要原因是孪晶片斜躺在sTEM试样中。图9分别表示650s-1及3800-1平面试样的TEM图像及其电子衍射花样,图9b

表示孪晶衍射斑点全部与基体斑点重合。图9(a,

中形成了大量的形变孪晶Fe-29Mn-3Al-3SiTWIP钢在高速冲击变形过程

TWIP形成具有效应〈101〉。EBSD,其主要的变形机制为取向的形变孪晶分析得出〈001〉,因此随着应变量取向的晶粒容易的增加〈110〉,材料逐渐形成〈110〉丝织构。现从程度。晶体取向来解释形变孪晶和位错滑移的难易

〈001〉和不全位错b=〈112〉/6产生的应变能远低于全位错b=〈110〉/2产生的应变能,因此不全位错滑移要容易得多,另外相同柏氏矢量的螺位错应变能比刃位错应变能低[15]研究该(a,b)方向平行的两种晶粒中螺位错分布及其施密特因分别描述了TWIP钢压缩变形机制和难易程度,因此本文选取螺位错运动来〈001〉取向或者〈110〉取向与受力。图10子m大小。从图10a可知,在〈001〉取向下,6根全位错中有4根m=0.41位错线能滑移,有2根m=0位错线不能滑移;12根不全位错中有4根不全位错线的m=0.47,有8根不全位错线的m=0.236。而在〈110〉取向下,6根全位错中有4根m=0.41位错线能滑移,有2根m=0位错线不能滑移;12根不全位错中有2根不全位错线的m=0.47,有4根不全位错线的m=0.236,有6根不全位错线的m=0。因此两种晶粒取向的螺型全位错滑移的概率和难易程度相似,而螺型不全位错滑移的概率和难易程度却不同。换言之,〈001〉取向下晶粒中所有不全位错均可滑移,而〈001〉取向下晶粒中只有2个滑移面上不全位错能滑移。不全位错的滑移是形成形变孪晶的基础,图10充分说明〈001〉取向晶粒非常容易产生形变孪晶,而〈110〉取向晶粒产生形变孪晶的概〈110〉率降低一倍,因此当材料取向强化丝织构时进一步变形困难压缩变形形成。图10b表示〈110〉取向的晶粒或者形变,材料获得一定的孪晶的两个倾斜{111}可继续滑移或者形成孪晶,此时形成的形变孪晶片与受力方向(试样的法向)倾斜很大的角度,且[110]的衍射花样重合(如图9b所示M//[114]),因此在平面T,基体与孪晶TEM

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图5　不同应变速率冲击后平面试样晶粒取向图、晶粒内取向差分布图及图j区域片条的极图分析。

a,e.650s-1;b,f.2300s-1;c,g.3400s-1;d,h.3800s-1;i.c图右下角的放大图像;j.i图中白框区域的放大图;

Fig.5　Thenormalgrainorientationimages,grainorientationspreadmapsoftheplane-viewedsamplesafterimpactinga,e.650s-1;b,f.2300s-1;c,g.3400s-1;d,h.3800s-1;i.ThemagnifiedimageinthelowerrightcornerofFig.5(c);j.The　　　

Fig.5(j);ThegrainswithlargerorientationspreadaremarkedbythedottedlinesinFig.5(c,d,g,h).

atdifferentstrainratesandthepolarprojectionofjarea.

k.j区域片条的极图分析。a-h:Bar=100μm;i:Bar=50μm

magnifiedimageofthewhiteframedareainFig.5(i);k.Polarprojectionshowingtwinrelationshipbetweenofthelamellain

图6　应变速率为3800s-1截面试样的晶粒取向图及其极图分析。a:Bar=50μm

Fig.6　Thegrainorientationimagesofthecross-sectionalsamplesafterimpactingat·ε=3800s-1andpolarprojection.

a,b,d.Thegrainorientationimages;c.Thepolarprojectionofthe“Ⅰ”areainFig.6(a);

e.Thepolarprojectionofthe“Ⅱ”areainFig.6(a).

a,b,d.晶粒取向图;c.图a“Ⅰ”区域极图分析;e.图a“Ⅱ”区域极图分析。

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图7　不同应变速率形变后截面试样TEM像。a-d:Bar=100nm

Fig.7　TheTEMimagesofthecrosssectionalsamplesdeformedatdifferentstrainrates.

a.650s-1;b.2300s-1;c.3400s-1;d.3800s-1.a.650s-1;b.2300s-1;c.3400s-1;d.3800s-1。

试样中难以分辨出形变孪晶,而截面试样却非常容易观察到形变孪晶(如图7d和图8所示)。　　相比于静态加载,高应变速率冲击作用下材料瞬时大形变引起的局部温升效应(又称绝热或准绝热效应)可产生动态回复效果,实验也证明形成〈110〉丝织构的3800s-1试样中位错密度不至于急剧增加,甚至某些含有大量形变孪晶区域的位错密度反而低于3400s-1试样中位错密度(如图7,图8所示)。然而,3800s-1试样中形变孪晶的数量高及厚度薄,形变孪晶界对位错的阻碍作用大大提升了材料的强度,使材料具有动态Hall-Petch效应[16-17]。高速冲击变形中的绝热引起的材料软化

图8　应变速率为3800s-1截面试样形变孪晶区域的

Fig.8　High-resolutionTEMimageofthecrosssectionalsampledeformationtwinsatthestrain

ratesof3800s-1.HRTEM像。Bar=2nm

现象与加工硬化和形变孪晶界的动态Hall-Petch效应共同作用,使材料获得高强度的同时保持高的塑性。

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图9　不同应变速率形变后试样平面TEM形貌图及电子衍射花样。a,c:Bar=200nm

Fig.9　ThesurfaceTEMimagesofthesampledeformedatdifferentstrainratesandtheselectedareaelectrondiffraction.

a.650s-1;b.Theselectedareaelectrondiffractioncorrespondingtoa;c.3800s-1.

a.650s-1;b.电子衍射花样;c.3800s-1。

图10　不同取向晶粒在汤普森四面体上的螺位错分布及其滑移施密特因子,其中棱边表示柏氏矢量为〈110〉/2　　　　　　

Fig.10　ThedistributionofhelicaldislocationsandtheSchmidfactorsforslippingingrainswithdifferentorientation.InaThomsontetrahedron,theedgesrepresentperfectdislocationswithb=〈110〉/2andtheinteriorlinesrepresentpartial

dislocationswithb=〈112〉/6.a.〈001〉direction;b.〈110〉direction.

的全位错,面内线条表示柏氏矢量为〈112〉/6的不全位错。a.〈001〉取向;b.〈110〉取向。

4　结论

Fe-29Mn-3Al-3Si高锰钢进行了高应变速率冲击实验,并采用SEM、XRD、EBSD及TEM等微观表征手段,对不同应变速率下冲击后试样的微观组织进行了表征分析,并结合不同应变速率下的冲击性能分析其形变机理和微观组织演变规律,得出如下结论:

(1)高锰TWIP钢具有正的应变速率敏感性,随(2)不同应变速率下的高速冲击变形稳定阶段本文采用分离式霍普金森压杆对高温退火态

的加工硬化速率几乎相等,说明Fe-29Mn-3Al-3Si钢稳态加工硬化速率对应变速率不敏感。

(3)高速冲击变形的主要产物是形变孪晶,且(4)〈001〉取向的晶粒易产生滑移和孪晶,为软

随着应变速率和应变量的增大,形变孪晶数量增多,并产生交割的二次孪晶。

的晶体取向,而〈110〉取向的晶粒因孪生和滑移的概率大幅减少,为硬的晶体取向,在冲击变形过程中随形变量的增加逐渐形成〈110〉丝织构,使材料获得取向强化。

(5)高速冲击变形产生的绝热效应使位错发

着应变速率的增大,材料强度显著增加。

生动态回复,而对形变孪晶影响较少;TWIP效应、

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407-415.

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加工硬化、动态回复以及形变孪晶界的动态Hall-Petch效应使材料获得高强度的同时保持高的塑性。参考文献:

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电子显微学报　J.Chin.Electr.Microsc.Soc.第39卷

MicrostructureandimpactpropertyofFe29Mn3Al3Si

steelatdifferentstrainrates

(CenterforHigh-ResolutionElectronMicroscopy,CollegeofMaterialsScienceandEngineer,HunanUniversity,

ChangshaHunan410082,China)

Abstract　　Thedynamiccompressiontestofthecold-rolledandannealedFe29Mn3Al3SiTWIPsteelwasconductedbySplit-HopkinsonPressureBar(SHPB)athighstrainratesrangingfrom650s-1to3800s-1.Themicrostructureofsamplesbeforeandaftersensitivityunderhigh-speedimpact.Themaindeformationmechanismisthetwinninginducedplasticity(TWIP).Withtheincreaseofslippingandtwinning,whilethe〈110〉orientedgrainsishardowingtobedifficultforslippingandtwinning.Withtheincreaseofimprovegreatlythestrengthofmaterialsandkeepthehighductility.

impactingwascharacterizedbyscanningelectronmicroscope(SEM),electronbackscatteringdiffractiontechnology(EBSD),X-raydiffraction(XRD)andtransmissionelectronmicroscopy(TEM).Theresultsshowthatthematerialsexhibitpositivestrainratestrainrate,thestrengthofthematerialincreases,andthenumberofdeformationtwins(DTs)increase,andtheinteractionbetweenDTsanddislocationsalsoincreases.Duringthecompressiondeformationprocess,the〈001〉orientedgrainsissoftowingtobeeasyforstrain,thefibertexturegraduallyformed.Theadiabaticheatinginducedbyhighstrain-ratecanmakedislocationtodynamicrecoverybuthasnotobviousinfluenceonDTs.TheTWIPeffect,workhardening,dynamicrecoveryanddynamicHall-PetchinducedbyDTsKeywords　　highmanganesesteel;highspeedimpact;TWIPeffect;strainrate;deformationtwins

LIUYuan-rui,WUCui-lan∗,XIEPan,GONGXiang-peng,SHENShu-cheng

　　∗　Correspondingauthor