低碳Si-Mn系TRIP钢的动态拉伸性能.pdf_大学文库

D0I:10.13374/j.issnl00I53.2006.07.006 第28卷第7期北京科技大学学报 Vol.28 No.7 2006年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jud.2006 低碳Si一Mn系TRIP钢的动态拉伸性能谢群韦习成张梅李麟符仁钰上海大学材料科学与工程学院，上海200072 摘要在气动式间接杆杆型冲击拉伸实验机上对工业生产的两种低碳Si一M系TRIP钢不同应变率下的高速冲击拉伸性能进行了研究，并和静态拉伸性能进行了比较·结果表明，两种钢的室温拉伸性能随应变率变化具有相同趋势，但动态下的应变率敏感性比静态下的要高得多。由于 TRP钢组织中残余奥氏体的变形诱发向马氏体的转变显著改善了材料的塑性，关键词TRP钢：相变诱发塑性：高应变率：动态拉伸分类号TG113.25 汽车冲撞安全性已成为国际上普遍关注的问围102一103s1)的动态拉伸性能研究较少[8-9] 题，当轿车遭到撞击时，车体变形会吸收大量的因此，本文基于Hopkinson拉杆技术，在气动式间冲撞能量，从而确保乘员的安全，为提高冲撞安接杆杆型冲击拉伸实验机上对两种低碳Si一Mn 全性，增加防撞零部件的截面积或钢板厚度是众系TRIP钢不同应变率下的动态拉伸性能进行研所周知的一种方法，但这又会导致车身质量增加，究，并与其静态拉伸性能进行了比较，以服务于汽与汽车的轻量化发展趋势和燃油经济性相悖.因车工业的轻量化发展和防冲撞设计. 此选用更高强度同时具有更好强塑性配合的钢板 1 是解决此矛盾的一条有效途径.高强度低合金Sⅰ 实验条件 Mn系TRIP钢是20世纪90年代开发的新型 1.1材料和热处理工艺汽车结构用钢，由于其组织中的残余奥氏体在应实验材料为两种工业生产的600MPa级冷轧力应变作用下向马氏体转变而诱发优良的相变塑 TRIP钢，分别为韩国TRIP钢（钢号CHSP6OTR 性，具有优异的可成型性和高强度.至今国际上 M,简称K)以及宝钢TRIP钢（钢号B38OTR, 己生产出各种规格和成分的TRIP钢并已在汽车简称B)·采用X射线衍射测量组织中的残余奥结构件上使用，但目前TRIP钢的研究多侧重于氏体量(CrKα靶，220Y),计点法测试组织中的铁工艺参数、成分、组织等对静态拉伸性能的影素体量，钢的成分和各相体积分数如表1所示，响17，对车身冲撞过程中高速变形（应变速率范其中组织的体积分数为多次测量的平均值表1TRP钢成分（质量分数）和组织体积分数 Table 1 Chemical composition and microstructure content of TRIP steels 成分的质量分数/% 组织的体积分数/% 材料 C Si Mn Al 铁素体残余奥氏体贝氏体 0.091 1.456 1.060 0.031 0.003 0.041 70.24 5.45 24.31 B 0.134 1.525 1.226 0.017 0.014 62.79 8.90 28.31 钢的组织显示采用彩色浸蚀技术[0]，分别配剂1)和1gNa2S205与60mL蒸馏水的混合溶液制1g干燥苦味酸与40mL酒精的混合溶液（试 (试剂2)，将试剂2和试剂1按7：10比例混合，浸蚀时间为30s左右，其显微组织如图1.大块蓝收稿日期：2005-08-03修回日期：2005-09-29 基金项目：上海市教委基金资助课题(N。-03K027)和上海市科绿色为铁素体，棕色为贝氏体，黄色为残余奥委自然科学基金资助项目(No.032R14035) 氏体作者简介：谢群(1981一)，女，硕士研究生：韦习成(1964一)，男， 1.2冲击拉伸实验原理和方法副研究员，博士采用的气动式冲击拉伸实验装置及其测量原

低碳 Si－Mn 系 TRIP 钢的动态拉伸性能谢群韦习成张梅李麟符仁钰上海大学材料科学与工程学院上海200072 摘要在气动式间接杆杆型冲击拉伸实验机上对工业生产的两种低碳 Si－Mn 系 TRIP 钢不同应变率下的高速冲击拉伸性能进行了研究并和静态拉伸性能进行了比较．结果表明两种钢的室温拉伸性能随应变率变化具有相同趋势但动态下的应变率敏感性比静态下的要高得多．由于 TRIP 钢组织中残余奥氏体的变形诱发向马氏体的转变显著改善了材料的塑性．关键词 TRIP 钢；相变诱发塑性；高应变率；动态拉伸分类号 TG113∙25 收稿日期：20050803 修回日期：20050929 基金项目：上海市教委基金资助课题（No．03K027）和上海市科委自然科学基金资助项目（No．03ZR14035）作者简介：谢群（1981－）女硕士研究生；韦习成（1964－）男副研究员博士汽车冲撞安全性已成为国际上普遍关注的问题．当轿车遭到撞击时车体变形会吸收大量的冲撞能量从而确保乘员的安全．为提高冲撞安全性增加防撞零部件的截面积或钢板厚度是众所周知的一种方法但这又会导致车身质量增加与汽车的轻量化发展趋势和燃油经济性相悖．因此选用更高强度同时具有更好强塑性配合的钢板是解决此矛盾的一条有效途径．高强度低合金 Si －Mn 系 TRIP 钢是20世纪90年代开发的新型汽车结构用钢由于其组织中的残余奥氏体在应力应变作用下向马氏体转变而诱发优良的相变塑性具有优异的可成型性和高强度．至今国际上已生产出各种规格和成分的 TRIP 钢并已在汽车结构件上使用．但目前 TRIP 钢的研究多侧重于工艺参数、成分、组织等对静态拉伸性能的影响［17］对车身冲撞过程中高速变形（应变速率范围102～103 s －1）的动态拉伸性能研究较少［89］．因此本文基于 Hopkinson 拉杆技术在气动式间接杆杆型冲击拉伸实验机上对两种低碳 Si－Mn 系 TRIP 钢不同应变率下的动态拉伸性能进行研究并与其静态拉伸性能进行了比较以服务于汽车工业的轻量化发展和防冲撞设计． 1 实验条件 1∙1 材料和热处理工艺实验材料为两种工业生产的600MPa 级冷轧 TRIP 钢分别为韩国 TRIP 钢（钢号 CHSP60TR －M简称 K）以及宝钢 TRIP 钢（钢号 B380TR 简称 B）．采用 X 射线衍射测量组织中的残余奥氏体量（CrKα靶220γ）计点法测试组织中的铁素体量．钢的成分和各相体积分数如表1所示其中组织的体积分数为多次测量的平均值．表1 TRIP 钢成分（质量分数）和组织体积分数 Table1 Chemical composition and microstructure content of TRIP steels 材料成分的质量分数／％组织的体积分数／％ C Si Mn S P Al 铁素体残余奥氏体贝氏体 K 0∙091 1∙456 1∙060 0∙031 0∙003 0∙041 70∙24 5∙45 24∙31 B 0∙134 1∙525 1∙226 0∙017 0∙014 － 62∙79 8∙90 28∙31 钢的组织显示采用彩色浸蚀技术［10］分别配制1g 干燥苦味酸与40mL 酒精的混合溶液（试剂1）和1g Na2S2O5 与60mL 蒸馏水的混合溶液（试剂2）将试剂2和试剂1按7∶10比例混合浸蚀时间为30s 左右其显微组织如图1．大块蓝绿色为铁素体棕色为贝氏体黄色为残余奥氏体． 1∙2 冲击拉伸实验原理和方法采用的气动式冲击拉伸实验装置及其测量原第28卷第7期 2006年 7月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．28No．7 Jul．2006 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2006．07．006

.636 北京科技大学学报 2006年第7期理如图2所示，弹丸在高压气体的驱动下高速撞一部分通过试样传入输出杆，应力波信号通过在击左端挡块，使和其相连的前置金属短杆断裂产输入和输出杆上的应变片响应并经超动态应变仪生一维应力方波，通过与其相连的输入杆传递到放大，由瞬态波形存储器存储和记录，最后由接口试样，应力波在试样左端面一部分反射回输入杆，传入计算机进行处理山) 10 um 10 jm 图1两种钢的显微组织 Fig-1 Microstructures of two steels 全属杆成变件式样应变件输出杆动态位变仪瞬态转换器一止算机图2气动式间接杆杆型冲击拉伸实验装置及测量原理示意图 Fig.2 Schematic diagram of bar-bar tensile impact tester and measuring principle 装置的实验原理与Hopkinson压杆技术的实验原理相同，本质上都是基于一维弹性应力波原理，即基于平截面假设和试样中应力、应变沿轴向均匀性假设得到下列3个公式，根据记录的输入、 R2.5 输出和反射波信号，便可计算得到高应变率下材 61 料的应力时间、应力应变及应变率时间曲线. e,(t)= J[s()-()-(a, 图3动态拉伸试样尺寸（单位：mm) Fig.3 Configuration of dynamic tensile ()=8[s()-(-(小 2实验结果和讨论 (e)=s()+()-( 2.1实验结果式中，E,A,C0分别是输入、输出杆的弹性模量、对两种TRIP钢分别在高应变率和10-1s-1 截面积和应力波在杆中的传播速度，C0=5260 以下的拉伸性能进行了测定，其典型的应力应变 ms1;L0和A0是试样拉伸部分有效长度和截曲线如图4所示，面积：时间坐标t和时间坐标t有变换关系t= 从图4中可以看出，随着应变率的增加，总的 t十(t1一to);(t),,(t)和(t)分别是输入、输趋势是两种钢的屈服强度、抗拉强度均随之增加，出杆上应变片接收的入射波、反射波和透射波信而延伸率降低；材料的屈服强度和抗拉强度之比号四随应变率的增加而降低；在高应变率下材料均匀 1.3试样尺寸和拉伸实验延伸率较之静态条件急剧下降，这和其他的研究钢板经线切割加工至所需尺寸，动态拉伸试结果21]具有同样的趋势，其均匀延伸率仅相当样的形状和尺寸如图3所示，静态拉伸实验按于静态的40%~50%. GB/T228-2002,拉伸标距80mm,厚度1,9mm. 从图中还可看出，静态拉伸实验条件下

理如图2所示．弹丸在高压气体的驱动下高速撞击左端挡块使和其相连的前置金属短杆断裂产生一维应力方波通过与其相连的输入杆传递到试样应力波在试样左端面一部分反射回输入杆一部分通过试样传入输出杆．应力波信号通过在输入和输出杆上的应变片响应并经超动态应变仪放大由瞬态波形存储器存储和记录最后由接口传入计算机进行处理［11］．图1 两种钢的显微组织 Fig．1 Microstructures of two steels 图2 气动式间接杆杆型冲击拉伸实验装置及测量原理示意图 Fig．2 Schematic diagram of bar-bar tensile impact tester and measuring principle 装置的实验原理与 Hopkinson 压杆技术的实验原理相同本质上都是基于一维弹性应力波原理即基于平截面假设和试样中应力、应变沿轴向均匀性假设得到下列3个公式根据记录的输入、输出和反射波信号便可计算得到高应变率下材料的应力－时间、应力－应变及应变率－时间曲线． εs（ t）＝ c0 L0∫［εi（τ）－εr（τ）－εt（τ）］dτ ε · s（ t）＝ c0 L0 ［εi（τ）－εr（τ）－εt（τ）］ σs（ t）＝ EA 2A0 ［εi（τ）＋εr（τ）－εt（τ）］．式中EAC0 分别是输入、输出杆的弹性模量、截面积和应力波在杆中的传播速度C0＝5260 m·s －1 ；L0 和 A0 是试样拉伸部分有效长度和截面积；时间坐标 t 和时间坐标τ有变换关系 t＝ τ＋（ t1－t0）；εi（ t）εr（ t）和εt（ t）分别是输入、输出杆上应变片接收的入射波、反射波和透射波信号［11］． 1∙3 试样尺寸和拉伸实验钢板经线切割加工至所需尺寸动态拉伸试样的形状和尺寸如图3所示．静态拉伸实验按 GB／T 228－2002拉伸标距80mm厚度1∙9mm．图3 动态拉伸试样尺寸（单位：mm） Fig．3 Configuration of dynamic tensile 2 实验结果和讨论 2∙1 实验结果对两种 TRIP 钢分别在高应变率和10－1 s －1 以下的拉伸性能进行了测定其典型的应力应变曲线如图4所示．从图4中可以看出随着应变率的增加总的趋势是两种钢的屈服强度、抗拉强度均随之增加而延伸率降低；材料的屈服强度和抗拉强度之比随应变率的增加而降低；在高应变率下材料均匀延伸率较之静态条件急剧下降这和其他的研究结果［1213］具有同样的趋势其均匀延伸率仅相当于静态的40％～50％．从图中还可看出静态拉伸实验条件下 ·636· 北京科技大学学报 2006年第7期

Vol.28 No.7 谢群等：低碳Si一M血系TRP钢的动态拉伸性能 .637, 抗拉强度均随应变率的提高而呈指数形式增大， 1.2r (a) 1.1 1450s-1 在所实验的应变率范围内，B钢的抗拉强度大于 1.0 0.9 -1I00s- K钢.图7显示，两种钢的均匀延伸率均随应变 0.8 0.7 静态率的提高总的趋势是逐渐减小；但在高应变率范 0.6 围，应变率约1000s时的均匀延伸率仍然较大. 0.5 0.4 图8显示，B,K两种钢的断裂延伸率均随应变率 0.3 的提高没有明显的规律性，但在高应变率范围， 0.2 0,1 B钢随着应变率提高，两种钢的断裂延伸率基本上是 06 51015202530 35 单调上升趋势，并且当应变率大于1000s后，超应变% 11 过了低应变率范围拉伸的峰值， (b) 1.0f 1200 0.9 1500s 0.8 -1100s 1100 ·K钢静态口B钢 0.6 0.5 900 0.4 800 03 02 700 0.1F K钢 600· 06510方2025303药40 10101010101o101010 应变% 应变率g 图4B(a),K钢(b)在不同应变率下的应力应变曲线图6B,K钢抗拉强度随应变率的变化 Fig.4 Stress-strain curves of Steel B(a)and K (b)respective- Fig.6 Tensile strength as a function of strain rate ly at various strain rates TRP钢无明显的屈服现象，而在高应变率下的 26 24 应力应变曲线均呈现屈服现象，而且在静态拉伸 e 22 ●K钠曲线上，均匀延伸之前，材料的强度随应变的增加是2 口B钠 0 非常平稳地增加，直至最大抗拉强度，失稳伸长和 16 均匀延伸率相比很小，与此相反，动态拉伸下达到最大应力后的失稳应变要大得多 12 B,K两种钢的拉伸性能指标随应变率的变化如图5~8所示. 61010110100 10 城变率信 800r 750 图7B,K钢均匀延伸率随应变率的变化 ●K钢 700 口B钢 Fig.7 Uniform elongation as a function of strain rate 600 3r 550 32 500 30 ·K钢 450 29外 DB钢。 400。部28 27 10101010-1010101010 应变率s 吧 24 图5B,K钢屈服强度随应变率的变化 Fig.5 Yield strength as a function of strain rate 2461010016 应变率图5显示，B,K两种钢的屈服强度均随应变率提高而呈指数形式增大，K钢的屈服强度高于图8B,K钢断裂延伸率随应变率的变化 B钢，但二者差距较小.图6显示，B,K两种钢的 Fig-8 Fracture elongation as a function of strain rate

.638 北京科技大学学报 2006年第7期 2.2讨论化，这个过程不断重复，残余奥氏体应变诱发相两种钢的屈服强度和抗拉强度随应变率增加变贯穿整个材料的变形过程，如果残余奥氏体的而显著增加（如图5和图6）的原因在于，TRIP钢稳定性高，即使在高应变率下，应变诱发相变也能在高速变形过程中，变形滑移线的移动受到各种稳定进行町，以避免应变硬化能力的突然降低，障碍的约束，其移动速率远远落后于载荷的增长使得材料保持较好的塑性，因此残余奥氏体的稳率，滑移线难以贯穿整个晶粒，即宏观塑性变形尚定性是一个直接影响塑性的重要因素未表现出来以前，应力却一直在增长，使材料的屈 Matsumura等人[19]指出，残余奥氏体对塑性服强度提高·此外，由于金属抵抗动载下滑移线的影响可归结为残余奥氏体的原始体积分数和稳发展或位错运动的抗力大于抵抗静载下滑移线或定性，从表1中看到B钢残余奥氏体的原始体积位错缓慢发展的抗力，因此应变率增大时，材料屈分数比K钢的高，部分残余奥氏体在拉伸过程中服强度和抗拉强度提高41，但这并不能完全解会因应变诱发向马氏体转变.对K钢和B钢的释TRIP钢的高强度，断裂试样，在距断口不同位置处(X射线束斑直与其他普通结构钢相比，TRIP钢的一个重径)测定残余奥氏体量，这里假设颈缩区具有相同要特性是其显微组织的复合特性]，的应变量，每个位置至少测量3次，取其平均值， Furnemont[16]通过中子衍射对不同相的屈服强度测量结果如图9所示，的测量显示，铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体的强 70叶 ▲静态度值分别为500,650,900和2000MPa.在变形 60 g400s' 过程中，残余奥氏体不断向马氏体转变，而马氏体蓉50 的强度又比奥氏体要高得多，所以强度大幅升高. 根据表1中组织含量的测量数据及各相的屈 30 服强度值可以估算出K钢的屈服强度略高于B 20 (a)B钢钢，这与图5的情况相符.但是图6却显示，在所 0 5101520233035 实验的应变率范围内，B钢的抗拉强度大于K 真应变% 钢，这可能是由于B钢中含有较多的贝氏体和残 90r 4静态余奥氏体，而且在变形过程中残余奥氏体会诱发 80L 9500s1 向马氏体转变，致使其强度进一步升高，甚至超过数70 K钢.另外，残余奥氏体向马氏体的转变松弛或部分松弛了界面的应力集中，湮灭了在界面附近 50 的形变位错，使得位错强化作用降低或消失，因此 40 (b)K制相对于屈服强度随应变率的增加，抗拉强度的增 U 10 20 30 40 加率较小1)，即材料的屈强比随应变率的增加而真应变% 降低图9B(a),K钢(b)中残余奥氏体转变量随应变的变化 TRIP钢的拉伸性能与残余奥氏体密切相 Fig.9 Transformed volume fraction of retained austenite as a 关18]，因此除了强度外，延伸率的变化也与残余 function of strain for Steel B(a)and K(b)respectively 奥氏体转变密不可分，结果显示，随着应变增加，残余奥氏体逐渐发 TRIP钢良好的塑性主要得益于TRIP效应，生了转变.这种相变松弛了试样由于塑性变形而理论上说，多量的残余奥氏体使得TRIP效应的引起的局部区域的应力集中，从而防止微裂纹的发生更具可能，但同时也要考虑残余奥氏体的稳形成，即使微裂纹已产生，裂纹尖端的应力集中亦定性因素，当铁素体、贝氏体和残余奥氏体同时会因马氏体的形成而得到松弛或钝化，抑制了微存在，铁素体受到应变硬化，并且应变能通过位错裂纹的扩展，提高了塑性，从图7和图8中还可在铁素体晶粒内的堆积而积累，累积的应变能提以看出，在静态拉伸条件下，B钢的延伸率明显高供了残余奥氏体应变诱发相变的驱动力，由于应于K钢，但同时也发现在高应变率区，两种钢的变诱发相变，应变能被吸收，位错堆积得到释放，延伸率几乎相等，一方面是由于K钢中延性相铁铁素体晶粒软化，较稳定的残余奥氏体的进一步素体的含量比B钢高，另一方面要考虑残余奥氏的相变使得软化的铁素体晶粒再次受到应变硬体的稳定性，一般情况下，残余奥氏体的稳定性

2∙2 讨论两种钢的屈服强度和抗拉强度随应变率增加而显著增加（如图5和图6）的原因在于TRIP 钢在高速变形过程中变形滑移线的移动受到各种障碍的约束其移动速率远远落后于载荷的增长率滑移线难以贯穿整个晶粒即宏观塑性变形尚未表现出来以前应力却一直在增长使材料的屈服强度提高．此外由于金属抵抗动载下滑移线发展或位错运动的抗力大于抵抗静载下滑移线或位错缓慢发展的抗力因此应变率增大时材料屈服强度和抗拉强度提高［14］．但这并不能完全解释 TRIP 钢的高强度．与其他普通结构钢相比TRIP 钢的一个重要特性是其显微组织的复合特性［15］． Furnémont ［16］通过中子衍射对不同相的屈服强度的测量显示铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体的强度值分别为500650900和2000MPa．在变形过程中残余奥氏体不断向马氏体转变而马氏体的强度又比奥氏体要高得多所以强度大幅升高．根据表1中组织含量的测量数据及各相的屈服强度值可以估算出 K 钢的屈服强度略高于 B 钢这与图5的情况相符．但是图6却显示在所实验的应变率范围内B 钢的抗拉强度大于 K 钢这可能是由于 B 钢中含有较多的贝氏体和残余奥氏体而且在变形过程中残余奥氏体会诱发向马氏体转变致使其强度进一步升高甚至超过 K 钢．另外残余奥氏体向马氏体的转变松弛或部分松弛了界面的应力集中湮灭了在界面附近的形变位错使得位错强化作用降低或消失因此相对于屈服强度随应变率的增加抗拉强度的增加率较小［17］即材料的屈强比随应变率的增加而降低． TRIP 钢的拉伸性能与残余奥氏体密切相关［18］因此除了强度外延伸率的变化也与残余奥氏体转变密不可分． TRIP 钢良好的塑性主要得益于 TRIP 效应．理论上说多量的残余奥氏体使得 TRIP 效应的发生更具可能但同时也要考虑残余奥氏体的稳定性因素．当铁素体、贝氏体和残余奥氏体同时存在铁素体受到应变硬化并且应变能通过位错在铁素体晶粒内的堆积而积累．累积的应变能提供了残余奥氏体应变诱发相变的驱动力．由于应变诱发相变应变能被吸收位错堆积得到释放铁素体晶粒软化．较稳定的残余奥氏体的进一步的相变使得软化的铁素体晶粒再次受到应变硬化．这个过程不断重复残余奥氏体应变诱发相变贯穿整个材料的变形过程．如果残余奥氏体的稳定性高即使在高应变率下应变诱发相变也能稳定进行［19］以避免应变硬化能力的突然降低使得材料保持较好的塑性．因此残余奥氏体的稳定性是一个直接影响塑性的重要因素． Matsumura 等人［19］指出残余奥氏体对塑性的影响可归结为残余奥氏体的原始体积分数和稳定性．从表1中看到 B 钢残余奥氏体的原始体积分数比 K 钢的高部分残余奥氏体在拉伸过程中会因应变诱发向马氏体转变．对 K 钢和 B 钢的断裂试样在距断口不同位置处（X 射线束斑直径）测定残余奥氏体量这里假设颈缩区具有相同的应变量每个位置至少测量3次取其平均值测量结果如图9所示．图9 B（a）K 钢（b）中残余奥氏体转变量随应变的变化 Fig．9 Transformed volume fraction of retained austenite as a function of strain for Steel B（a） and K（b） respectively 结果显示随着应变增加残余奥氏体逐渐发生了转变．这种相变松弛了试样由于塑性变形而引起的局部区域的应力集中从而防止微裂纹的形成即使微裂纹已产生裂纹尖端的应力集中亦会因马氏体的形成而得到松弛或钝化抑制了微裂纹的扩展提高了塑性．从图7和图8中还可以看出在静态拉伸条件下B 钢的延伸率明显高于 K 钢但同时也发现在高应变率区两种钢的延伸率几乎相等一方面是由于 K 钢中延性相铁素体的含量比 B 钢高另一方面要考虑残余奥氏体的稳定性．一般情况下残余奥氏体的稳定性 ·638· 北京科技大学学报 2006年第7期

Vol.28 No.7 谢群等：低碳Si一M血系TRP钢的动态拉伸性能 .639 取决于溶解在奥氏体中的碳浓度]，虽然B钢的 (2)残余奥氏体的应变诱发相变在提高材料碳含量比K钢的要高，但是这并不意味着形成的强度的同时也有利于其延伸率的显著改善，残余奥氏体中的碳浓度就一定高；另外高应变率变形过程中塑性功转变的热没有足够的时间向外参考文献界传导，因而试样中总是伴随着温升，应变率越大 [1]Matsumura O.Sakuma Y,Takechi H.Enhancement of elon- 试样温升越高20]，这一现象对性能的影响也不能 gation by retained austenite in inter critical annealed 04C-15Si -08Mn steel.Trans ISIJ.1998.27:570 忽视，温度升高延缓了残余奥氏体的早期转变， [2]Pichler A.Stirszny P.TRIP steel with reduced silicon con- 对不同应变率的K钢和B钢的断裂试样在颈缩 temt.Steel Res,1999,70(11):459 区的残余奥氏体量的测量结果如图10所示 [3]Jacques P,Cornet X.Harlet.et al.Enhancement of the me- 100 chanical properties of a low carbon,low silicon steel by forma- tion of a multiphase microst ructure containing retained austen- 95 ite.Metall Trans.1998.29A:2383 90 [4]Sakuma Y,Matlock D K,Krauss C.Inter critical annealed and isothermally transformed 0.15%C steels containing 1.2%Si 1.5%Mn and 4%Ni:Part 2.Effect of testing temperature on stress strain behavior and deformation induced (a)B钢 100101010 10心 austenite transformation.Metall Trans,1992,23A:1233 应变率s [5]Tsukatani I.Hashimoto S.Inoue T.Effects of silicon and 95 manganese addition on mechanical properties of high strength 毫90 hot rolled sheet steel containing retained austenite.ISIJ Int, 1991,31(9):992 [6]Sugitomo K.Nagasaka A,Kobayashi M,et al.Effects of re- tained austenite parameters on warm stretch flange ability in TRIP aided dual phase sheet steel.ISIJ Int.1999.39(1):56 75 [7]Minoto T.TorizukaS,Ogawa A.et al.Modeling of transfor- (b)K钢 1010-101070"0位 mation on behavior and compositional partitioning in TRIP 应变率8 steel.ISIJInt,1996,36(2):201 [8]Choi D.Bruce D M.Deformation behavior of low carbon 图10B(),K钢(b)断口处残余奥氏体转变量随应变率的变 TRIP sheet steels at high strain rates.ISIJ Int,2002.42 化 (12):1483 Fig-10 Transformed volume fraction of retained austenite as a [9]孙鹏，李麟，符仁钰，等.高速冲击拉伸条件下低硅TRP function of strain rate at necking site for Steel B(a)and K(b) 钢的延伸率特性，上海金属，2004,26(3)：13 respectively [10]Girault E.Jacqued P,Harletetal.Metallographic methods for revealing the multiphase microstructure of TRIP assisted 从图中可以看出，撇去个别异常点，随着应变 steels.Mater Charact.1998.40:111 率的增加，残余奥氏体的转变量呈下降趋势，如 [11]韦习成.Si一Mn系相变诱发塑性钢的动态拉伸性能[学位果不考虑绝热软化的影响，则绝热温升对残余奥论文]，上海：上海大学，2002：22 [12]Oiu H.Enoki M,Mori H,et al.Effect of strain rate and 氏体稳定性的影响类似于静态拉伸实验温度提高 plastic prestrain on the ductility of structural steels.ISIJ Int. 对残余奥氏体稳定性的影响]，即随着应变率增 1999,39.955 加带来的温升使得残余奥氏体的稳定性有所提 [13]Kojima N.Mizui N,Fukui K.et al.High speed tensile test 高，综合以上因素，两种钢的延伸率表现出如图7 of sheet steels for automotive use and axial collapse test of columns.Sumitomometal.1996.50(3):31 和图8的变化趋势 [14]张旺峰，卢正欣，陈瑜眉，等.组织结构对应变硬化的影 3结论响.机械工程材料，2002,26(10)：7 [15]Jacques P J.Transformation induced plasticity for high (1)应变率影响下两种钢的室温拉伸性能有 strength formable steel.Current Opinion Solid State Mater 着近似的变化趋势：随应变率的增加，材料的屈服 Sci,2004,8.259 强度和抗拉强度增加，均匀延伸率显著降低，断裂 [16]Furnemont Q.Jacques P J.Pardoen T.The macro-and mi- cromechanics of TRIP-assisted multiphase steels,experiments 延伸率下降，而失稳区延伸率增加，两种材料均体 and modeling.J Phys IV JP.2001.11(5):5325 现显著的应变率敏感特性 [17]韦习成，符仁钰，李麟，等.不同应变率下TP钢的拉

取决于溶解在奥氏体中的碳浓度［19］虽然 B 钢的碳含量比 K 钢的要高但是这并不意味着形成的残余奥氏体中的碳浓度就一定高；另外高应变率变形过程中塑性功转变的热没有足够的时间向外界传导因而试样中总是伴随着温升应变率越大试样温升越高［20］这一现象对性能的影响也不能忽视温度升高延缓了残余奥氏体的早期转变．对不同应变率的 K 钢和 B 钢的断裂试样在颈缩区的残余奥氏体量的测量结果如图10所示．图10 B（a）K 钢（b）断口处残余奥氏体转变量随应变率的变化 Fig．10 Transformed volume fraction of retained austenite as a function of strain rate at necking site for Steel B （a） and K （b） respectively 从图中可以看出撇去个别异常点随着应变率的增加残余奥氏体的转变量呈下降趋势．如果不考虑绝热软化的影响则绝热温升对残余奥氏体稳定性的影响类似于静态拉伸实验温度提高对残余奥氏体稳定性的影响［9］即随着应变率增加带来的温升使得残余奥氏体的稳定性有所提高．综合以上因素两种钢的延伸率表现出如图7 和图8的变化趋势． 3 结论（1）应变率影响下两种钢的室温拉伸性能有着近似的变化趋势：随应变率的增加材料的屈服强度和抗拉强度增加均匀延伸率显著降低断裂延伸率下降而失稳区延伸率增加两种材料均体现显著的应变率敏感特性．（2）残余奥氏体的应变诱发相变在提高材料强度的同时也有利于其延伸率的显著改善．参考文献［1］ Matsumura OSakuma YTakechi H．Enhancement of elongation by retained austenite in inter critical annealed04C－15Si －08Mn steel．Trans ISIJ199827：570 ［2］ Pichler AStirszny P．TRIP steel with reduced silicon content．Steel Res199970（11）：459 ［3］ Jacques PCornet XHarletet al．Enhancement of the mechanical properties of a low carbonlow silicon steel by formation of a multiphase microstructure containing retained austenite．Metall Trans199829A：2383 ［4］ Sakuma YMatlock D KKrauss G．Inter critical annealed and isothermally transformed 0∙15％ C steels containing 1∙2％ Si 1∙5％ Mn and 4％ Ni：Part 2．Effect of testing temperature on stress strain behavior and deformation induced austenite transformation．Metall Trans199223A：1233 ［5］ Tsukatani IHashimoto SInoue T．Effects of silicon and manganese addition on mechanical properties of high strength hot rolled sheet steel containing retained austenite．ISIJ Int 199131（9）：992 ［6］ Sugitomo KNagasaka AKobayashi Met al．Effects of retained austenite parameters on warm stretch flange ability in TRIP aided dual phase sheet steel．ISIJ Int199939（1）：56 ［7］ Minoto TTorizuka SOgawa Aet al．Modeling of transformation on behavior and compositional partitioning in TRIP steel．ISIJ Int199636（2）：201 ［8］ Choi DBruce D M．Deformation behavior of low carbon TRIP sheet steels at high strain rates．ISIJ Int200242 （12）：1483 ［9］孙鹏李麟符仁钰等．高速冲击拉伸条件下低硅 TRIP 钢的延伸率特性．上海金属200426（3）：13 ［10］ Girault EJacqued PHarletetal．Metallographic methods for revealing the multiphase microstructure of TRIP assisted steels．Mater Charact199840：111 ［11］韦习成．Si－Mn 系相变诱发塑性钢的动态拉伸性能［学位论文］．上海：上海大学2002：22 ［12］ Oiu HEnoki MMori Het al．Effect of strain rate and plastic prestrain on the ductility of structural steels．ISIJ Int 199939：955 ［13］ Kojima NMizui NFukui Ket al．High speed tensile test of sheet steels for automotive use and axial collapse test of columns．Sumitomometal199650（3）：31 ［14］张旺峰卢正欣陈瑜眉等．组织结构对应变硬化的影响．机械工程材料200226（10）：7 ［15］ Jacques P J． Transformation-induced plasticity for high strength formable steel．Current Opinion Solid State Mater Sci20048：259 ［16］ Furnémont QJacques P JPardoen T．The macro-and micromechanics of TRIP-assisted multiphase steelsexperiments and modeling．J Phys IV JP200111（5）：5325 ［17］韦习成符仁钰李麟等．不同应变率下 TRIP 钢的拉 Vol．28No．7 谢群等：低碳 Si－Mn 系 TRIP 钢的动态拉伸性能 ·639·