高强TRIP钢的动态力学性能

第36卷第2期 北京科技大学学报 Vol.36 No.2 2014年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feb.2014 高强TRIP钢的动态力学性能 朱超群，徐超，何燕霖四，朱娜琼，李 麟 上海大学材料科学与工程学院，上海200072 ☒通信作者，E-mail:ylhe@shu.cdu.cm 摘要将Si-Mn系双相钢(DP钢)作为对比钢种，分析研究了高应变速率下6O0MPa级Si一Mn系TRIP钢及含Al、Ni的 1OO0MPa级TRP钢的显微组织及其动态力学性能.对DP钢而言，其抗拉强度随着应变速率的增大而升高，断裂延伸率则由 于绝热温升的作用也呈上升趋势：对TRP钢而言，随着应变速率的增大，其抗拉强度不断增大，断裂延伸率先减小后增大，但 无法达到其静态拉伸时的塑性水平，这是由于在动态拉伸条件下奥氏体向马氏体的渐进式转变被抑制造成的.此外，在相同 应变速率下测得的TRP钢的绝热温升始终比DP钢高，而这部分高出的热量应当来自于在动态变形条件下TRIP钢中发生 TRP效应后释放的相变潜热. 关键词高强钢：动态力学分析：显微组织：应变速率：绝热温升 分类号TG142.1 Dynamic mechanical properties of high strength TRIP steel ZHU Chao-qun,XU Chao,HE Yan-lin,ZHU Na-qiong,LI Lin School of Material Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China Corresponding author,E-mail:ylhe@shu.edu.cn ABSTRACT Using Si-Mn dual-phase (DP)steel as a reference,the microstructural evolution and dynamic mechanical properties of Si-Mn transformation-induced plasticity steel (TRIP)steel at the 600 MPa level and TRIP steel offering the ultimate tensile strength (UTS)level up to 1000 MPa containing Al and Ni were investigated under high strain-rate deformation.It is found that the tensile strength increases with increasing strain rate and the fracture elongation increases due to adiabatic heating in the DP steel.In the TRIP steel,the tensile strength increases with increasing strain rate while the fracture elongation decreases at first and then increases. However,the ductility of the TRIP steel is relatively low at high strain rate since the gradual transformation effect of retained austenite is inhibited.The adiabatic heat produced during high strain-rate deformation is higher in the TRIP steel than in the DP steel,and it is suggested that this extra heat originates from the latent heat of martensitic transformation in the TRIP steel during dynamic deformation. KEY WORDS high strength steel:dynamic mechanical analysis;microstructure:strain rate:adiabatic heating 目前，汽车行业实现节能和轻量化目标的主要形速率约为101~10s',在汽车行驶过程中发生 举措是在车身上大量采用先进高强度钢(AHSS), 撞击时材料的变形速率则处于102~103s范围 而TP钢因其价格低廉且兼具高强度和高塑性成内.因此，研发先进高强钢就必须了解其在各种变 为其中的典型代表.有研究表明，该钢种也是最有 形速率条件下的力学行为和微观组织演化规律. 希望成为第三代先进高强汽车用钢（强塑积在 TRP钢一般由铁素体、贝氏体和体积分数为10% 30000MPa·%以上)的原型钢之一m. 左右的残余奥氏体三相组成，所谓的TRP效应是 作为车身用钢，车身部件在成形过程中的变 指室温下存在的亚稳态奥氏体在变形过程中诱发 收稿日期：2012-12-02 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630802):上海大学材料学院一流学科建设项目 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.02.008:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 2 期 2014 年 2 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 2 Feb． 2014 高强 TＲIP 钢的动态力学性能 朱超群，徐 超，何燕霖，朱娜琼，李 麟 上海大学材料科学与工程学院，上海 200072  通信作者，E-mail: ylhe@ shu． edu． cn 摘 要 将 Si--Mn 系双相钢( DP 钢) 作为对比钢种，分析研究了高应变速率下 600 MPa 级 Si--Mn 系 TＲIP 钢及含 Al、Ni 的 1000 MPa 级 TＲIP 钢的显微组织及其动态力学性能． 对 DP 钢而言，其抗拉强度随着应变速率的增大而升高，断裂延伸率则由 于绝热温升的作用也呈上升趋势; 对 TＲIP 钢而言，随着应变速率的增大，其抗拉强度不断增大，断裂延伸率先减小后增大，但 无法达到其静态拉伸时的塑性水平，这是由于在动态拉伸条件下奥氏体向马氏体的渐进式转变被抑制造成的． 此外，在相同 应变速率下测得的 TＲIP 钢的绝热温升始终比 DP 钢高，而这部分高出的热量应当来自于在动态变形条件下 TＲIP 钢中发生 TＲIP 效应后释放的相变潜热． 关键词 高强钢; 动态力学分析; 显微组织; 应变速率; 绝热温升 分类号 TG 142. 1 Dynamic mechanical properties of high strength TＲIP steel ZHU Chao-qun，XU Chao，HE Yan-lin ，ZHU Na-qiong，LI Lin School of Material Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai 200072，China  Corresponding author，E-mail: ylhe@ shu． edu． cn ABSTＲACT Using Si-Mn dual-phase ( DP) steel as a reference，the microstructural evolution and dynamic mechanical properties of Si-Mn transformation-induced plasticity steel ( TＲIP) steel at the 600 MPa level and TＲIP steel offering the ultimate tensile strength ( UTS) level up to 1000 MPa containing Al and Ni were investigated under high strain-rate deformation． It is found that the tensile strength increases with increasing strain rate and the fracture elongation increases due to adiabatic heating in the DP steel． In the TＲIP steel，the tensile strength increases with increasing strain rate while the fracture elongation decreases at first and then increases． However，the ductility of the TＲIP steel is relatively low at high strain rate since the gradual transformation effect of retained austenite is inhibited． The adiabatic heat produced during high strain-rate deformation is higher in the TＲIP steel than in the DP steel，and it is suggested that this extra heat originates from the latent heat of martensitic transformation in the TＲIP steel during dynamic deformation． KEY WOＲDS high strength steel; dynamic mechanical analysis; microstructure; strain rate; adiabatic heating 收稿日期: 2012--12--02 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2010CB630802) ; 上海大学材料学院一流学科建设项目 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 02． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn 目前，汽车行业实现节能和轻量化目标的主要 举措是在车身上大量采用先进高强度钢( AHSS) ， 而 TＲIP 钢因其价格低廉且兼具高强度和高塑性成 为其中的典型代表． 有研究表明，该钢种也是最有 希望成 为 第 三 代 先 进 高 强 汽 车 用 钢 ( 强 塑 积 在 30000 MPa·% 以上) 的原型钢之一［1］． 作为车身用钢，车身部件在成形过程中的变 形速率约为 10 － 1 ～ 10 s － 1，在汽车行驶过程中发生 撞击时材料的变形速率则处于 102 ～ 103 s － 1 范围 内． 因此，研发先进高强钢就必须了解其在各种变 形速率条件下的力学行为和微观组织演化规律． TＲIP 钢一般由铁素体、贝氏体和体积分数为 10% 左右的残余奥氏体三相组成，所谓的 TＲIP 效应是 指室温下存在的亚稳态奥氏体在变形过程中诱发

·190 北京科技大学学报 第36卷 向马氏体的转变从而引起相变强化和塑性增 对高强度钢动态力学性能与显微组织的分析与 长-).但是，围绕动态变形条件下TRP机理开 研究，探讨TRP钢在动态变形过程中的相变诱 展的研究并不多见，而且一些研究结果还存在争 发塑性机理. 议.例如，Slycken等对0.18%C-1.56%Mn- 1实验材料和方法 1.73%Al-0.021%Si-0.018%P TRIP钢的动态 响应研究发现，与准静态条件相比，该钢种表现出 研究用1000MPa级TRPA钢采用110kg中频 更高的强度和延伸率及更好的能量吸收水平. 感应炉治炼，经浇注、锻造成25~30mm厚的坯料， Bleck和Schael及Choi等也发现了类似的现 然后在1200℃加热1h,经多道次热轧成4~6mm 象.但Pychmintsev等)则认为随应变率的增加 厚钢板，终轧温度为900℃，冷却至室温；随后用 或变形速率的提高，Si-Mn系TRIP钢的屈服强度 10%盐酸溶液酸洗热轧板，再经多道次冷轧（经中 和抗拉强度增加，均匀延伸率则显著降低，总延 间退火)至1.2mm厚度的薄板，接下来进行TRIP 伸率也下降.基于此，本论文采用Si-Mn系600 处理.此外，对宝钢生产的Si一M系低碳钢冷轧板 MPa级TRIP B钢及含Al、Ni的1OO0MPa级TRIP 分别进行TRIP和DP处理，即TRPB和DPB钢. A钢作为研究对象，同时将Si-Mn系双相钢(DP 三种试样的热处理工艺都在盐浴炉中进行，其化学 钢，冲击过程中不发生相变)作为对比钢种，展开 成分和热处理工艺见下表1. 表1三种实验用钢的化学成分和热处理工艺 Table 1 Chemical composition and heat treatment of three tested steels 质量分数/% 钢种 热处理工艺 C Mn Si P Ni TRIP A 0.28 1.77 1.05 0.015 0.006 0.56 0.1 800℃，3min+400℃，5min TRIP B 0.11 1.50 1.20 0.010 0.005 785℃，3min+425℃，3min DP B 0.11 1.50 1.20 0.010 0.005 785℃，3min,水淬 静态拉伸试验按照GB/T228一2002在MTS809 图1(b)所示.试样在拉伸过程中，采用CTLaser 电子万能试验机上进行，应变速率为103s;动态 3ML型中温短波长精确瞄准红外测温仪对试样中 拉伸试验在Zwick HTM5020试验机（如图1(a)上 心部位进行温度探测，该仪器的测量温度范围为 进行，应变速率在100~2000s1之间，试样尺寸如 50~400℃，响应时间为1ms. 位移传感器 缓冲区 活寒 上十字架一 空转装置 加速夹头 试样 固定夹头 局部电池 60 10 140 (b) 图1动态拉伸试验机Zwick HTM5020原理图(a)及其试样尺寸(b)(单位：mm) Fig.1 Sketch of Zwick HTM 5020 device (a)and dimension of specimens (b)(unit:mm) 采用金相显微镜Nikon epiphot300对4%硝酸 2结果与讨论 乙醇腐蚀后的试样进行显微组织观察，并采用定量 金相及X射线衍射分析技术测定相组成；采用 2.1准静态条件下试样的力学性能 JEM-200CX透射电子显微镜观察组织中的残余奥 图2是三种钢的金相组织照片.其中TRP钢 氏体形貌 主要由铁素体（白色），贝氏体（灰黑色）和残余奥氏

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 向马氏体的转变从而引起相变强化和塑性增 长［2--3］． 但是，围绕动态变形条件下 TＲIP 机理开 展的研究并不多见，而且一些研究结果还存在争 议． 例如，Slycken等［4］对 0. 18% C － 1. 56% Mn － 1. 73% Al － 0. 021% Si － 0. 018% P TＲIP 钢的动态 响应研究发现，与准静态条件相比，该钢种表现出 更高的强度和延伸率及更好的能量吸收水平． Bleck 和Schael［5］及 Choi 等［6］也发现了类似的现 象． 但 Pychmintsev 等［7］则认为随应变率的增 加 或变形速率的提高，Si--Mn系 TＲIP 钢的屈服强度 和抗拉强度增加，均匀延伸率则显著降低，总延 伸率也下降． 基于此，本论文采用 Si--Mn 系 600 MPa 级 TＲIP B 钢及含 Al、Ni 的 1000 MPa 级 TＲIP A 钢作 为 研 究 对 象，同 时 将Si--Mn系 双 相 钢( DP 钢，冲击过程中不发生相变) 作为对比钢种，展开 对高强度钢动态力学性能与显微组织的分析与 研究，探讨 TＲIP 钢在动态变形过程中的相变诱 发塑性机理． 1 实验材料和方法 研究用 1000 MPa 级 TＲIP A 钢采用 110 kg 中频 感应炉冶炼，经浇注、锻造成 25 ～ 30 mm 厚的坯料， 然后在 1200 ℃ 加热 1 h，经多道次热轧成 4 ～ 6 mm 厚钢板，终轧温度为 900 ℃，冷却至室温; 随后用 10% 盐酸溶液酸洗热轧板，再经多道次冷轧( 经中 间退火) 至 1. 2 mm 厚度的薄板，接下来进行 TＲIP 处理． 此外，对宝钢生产的 Si--Mn 系低碳钢冷轧板 分别进行 TＲIP 和 DP 处理，即 TＲIP B 和 DP B 钢． 三种试样的热处理工艺都在盐浴炉中进行，其化学 成分和热处理工艺见下表 1． 表 1 三种实验用钢的化学成分和热处理工艺 Table 1 Chemical composition and heat treatment of three tested steels 钢种 质量分数/% C Mn Si P S Al Ni 热处理工艺 TＲIP A 0. 28 1. 77 1. 05 0. 015 0. 006 0. 56 0. 1 800 ℃，3 min + 400 ℃，5 min TＲIP B 0. 11 1. 50 1. 20 0. 010 0. 005 — — 785 ℃，3 min + 425 ℃，3 min DP B 0. 11 1. 50 1. 20 0. 010 0. 005 — — 785 ℃，3 min，水淬 静态拉伸试验按照 GB /T 228—2002 在 MTS809 电子万能试验机上进行，应变速率为 10 － 3 s － 1 ; 动态 拉伸试验在 Zwick HTM 5020 试验机( 如图 1( a) ) 上 进行，应变速率在 100 ～ 2000 s － 1之间，试样尺寸如 图 1( b) 所 示． 试样在拉伸过程中，采 用 CTLaser 3ML 型中温短波长精确瞄准红外测温仪对试样中 心部位进行温度探测，该仪器的测量温度范围为 50 ～ 400 ℃，响应时间为 1 ms． 图 1 动态拉伸试验机 Zwick HTM 5020 原理图( a) 及其试样尺寸( b) ( 单位: mm) Fig． 1 Sketch of Zwick HTM 5020 device ( a) and dimension of specimens ( b) ( unit: mm) 采用金相显微镜 Nikon epiphot300 对 4% 硝酸 乙醇腐蚀后的试样进行显微组织观察，并采用定量 金相及 X 射线衍射分析技术测定相组成; 采 用 JEM--200CX透射电子显微镜观察组织中的残余奥 氏体形貌． 2 结果与讨论 2. 1 准静态条件下试样的力学性能 图 2 是三种钢的金相组织照片． 其中 TＲIP 钢 主要由铁素体( 白色) ，贝氏体( 灰黑色) 和残余奥氏 · 091 ·

第2期 朱超群等：高强TRP钢的动态力学性能 ·191· 体（灰黑色）组成，DP钢主要由铁素体（白色）和马 量，采用X射线衍射分析技术测定残余奥氏体含 氏体（灰黑色）组成.采用定量金相法测定铁素体含 量.三种钢各相体积分数如表2所示. 图2TRPA(a)、TRIP B(b)和DPB(c)的光学显微组织 Fig.2 Optical micrographs of TRIP A (a),TRIP B (b)and DP B steel (c) 表2三种钢的相组成和准静态拉伸力学性能 Table 2 Phases compositions and quasi-static tensile properties of three tested steels 体积分数/% 残余奥氏体中碳的 准静态时力学性能 钢种 铁素体贝氏体残余奥氏体马氏体 质量分数/% 抗拉强度，Rm/NMPa延伸率，A,I% 强度积，R。·A,/(MPa%) TRPA30.2658.46 11.28 1.18 975.1 28.0 27302.8 TRPB56.6835.95 7.37 一 1.17 673.4 37.3 25117.8 DPB 56.68 一 一 43.32 1011.3 13.1 13248.0 表2还给出了三种钢室温静态拉伸性能的测 试结果.可以看出，TRPA钢的强塑积明显大于 TRIP B钢；而DP钢的延伸率较差，其强塑积不及 TRIP钢. 图3所示是TRPA钢中的残余奥氏体，可以看 出其形态多为薄膜状，这是一种具有较好稳定性的 残余奥氏体形态.同时，由表2可见，其奥氏体中 碳的质量分数也在1%以上，文献9-10]指出，此类 奥氏体组织在外加应力作用下的TP效应将更为 显著.本研究中TRPA钢比B钢强塑积高的原因 即在于其组织中此类稳定性好的奥氏体含量较高. 当然，TRPA钢成分中C含量较高也是其强度接近 图3TRPA钢组织中分布在贝氏体条间的薄膜状残余奥氏体 1000MPa的主要原因. Fig.3 Retained austenite films along the bainite lath boundaries in DPB钢的抗拉强度较高，塑性较差，则是因为 TRIP A steel

第 2 期 朱超群等: 高强 TＲIP 钢的动态力学性能 体( 灰黑色) 组成，DP 钢主要由铁素体( 白色) 和马 氏体( 灰黑色) 组成． 采用定量金相法测定铁素体含 量，采用 X 射线衍射分析技术测定残余奥氏体含 量． 三种钢各相体积分数如表 2 所示． 图 2 TＲIP A ( a) 、TＲIP B ( b) 和 DP B ( c) 的光学显微组织 Fig． 2 Optical micrographs of TＲIP A ( a) ，TＲIP B ( b) and DP B steel ( c) 表 2 三种钢的相组成和准静态拉伸力学性能 Table 2 Phases compositions and quasi-static tensile properties of three tested steels 钢种 体积分数/% 铁素体 贝氏体 残余奥氏体 马氏体 残余奥氏体中碳的 质量分数/% 准静态时力学性能 抗拉强度，Ｒm /MPa 延伸率，At /% 强度积，Ｒm·At /( MPa·% ) TＲIP A 30. 26 58. 46 11. 28 — 1. 18 975. 1 28. 0 27302. 8 TＲIP B 56. 68 35. 95 7. 37 — 1. 17 673. 4 37. 3 25117. 8 DP B 56. 68 — — 43. 32 — 1011. 3 13. 1 13248. 0 表 2 还给出了三种钢室温静态拉伸性能的测 试结果． 可以看出，TＲIP A 钢的强塑积明显大于 TＲIP B 钢; 而 DP 钢的延伸率较差，其强塑积不及 TＲIP 钢． 图 3 所示是 TＲIP A 钢中的残余奥氏体，可以看 出其形态多为薄膜状，这是一种具有较好稳定性的 残余奥氏体形态［8］． 同时，由表 2 可见，其奥氏体中 碳的质量分数也在 1% 以上，文献［9--10］指出，此类 奥氏体组织在外加应力作用下的 TＲIP 效应将更为 显著． 本研究中 TＲIP A 钢比 B 钢强塑积高的原因 即在于其组织中此类稳定性好的奥氏体含量较高． 当然，TＲIP A 钢成分中 C 含量较高也是其强度接近 1000 MPa 的主要原因． DP B 钢的抗拉强度较高，塑性较差，则是因为 图 3 TＲIP A 钢组织中分布在贝氏体条间的薄膜状残余奥氏体 Fig． 3 Ｒetained austenite films along the bainite lath boundaries in TＲIP A steel · 191 ·

·192 北京科技大学学报 第36卷 其组织是由铁素体和高达40%以上的马氏体组成 DPB三种钢在高应变速率下抗拉强度和断裂延伸 的，在受到外加应力作用时，铁素体变形受到周围马氏 率随应变速率的变化情况。从图中可以看出，随着 体的阻碍，在铁素体内部以及晶界间会产生大量位错 应变速率的增加，三种钢的抗拉强度都呈上升的趋 塞积，从而引起位错强化和应力集中，导致材料断裂 势；TRPA和TRPB的断裂延伸率随着应变速率 2.2在动态拉伸条件下试样的力学性能 的增加先减小后增大，而DPB的断裂延伸率则始 图4(a)和(b)分别描述了TRPA、TRIP B和 终呈上升趋势 1250 30 1200 1150 1100 105( 1000 950 22 900 850 TRIP A 18 ◆-TRIP B -TRIP A 800 DP B 16 -◆-TRIP B 750 144 -DP B 700 200 600 10001400 1800 200600 10001400 1800 应变速率/ 应变速率/：1 a b 图4三种钢的抗拉强度一应变速率曲线()和延伸率一应变速率曲线(b) Fig.4 Tensile stress-strain rate curves (a)and fracture elongation-strain rate curves (b)of three tested steels 三种钢的抗拉强度都不断增加是因为试样在高 力集中得到部分释放，从而减缓了裂纹的扩展，所以 应变速率下拉伸时，在很短的时间产生了大量的位 其动态拉伸下的延伸率不断增大且大于静态拉伸. 错增殖，使得位错滑移越来越困难，造成铁素体基体 另外，由图5还可以看出，对于成分相同的 强化和晶界强化.另外，相对于TRPB钢而言， TRIP B和DPB钢，在相同的应变速率下拉伸时，测 TRIP A钢和DPB钢的强度随应变率增加而增加的 得的TRP钢的绝热温升始终比DP钢要高，分析这 趋势明显较缓则是由于TRPB钢的强度低，具有较 部分多出的热量应主要来自于残余奥氏体向马氏体 大的应变率敏感性造成的) 的转变过程释放的相变潜热 TRP钢的延伸率先下降的原因在于，在高速变 形条件下，位错滑移和扩散蠕变来不及充分进行，出 280 现了所谓的变形局部化网现象，从而使组织中残余 260 240 奥氏体向马氏体的渐进式转变受到了抑制，造成了 220 延伸率的减小：而后，由图5可以看出，随着应变率 200 的增加，两种钢的绝热温升都会大幅度升高.因而， 180 温度的升高使位错易于滑移，材料软化程度加 160 深围，绝热温升对塑性的贡献大于变形局部化对塑 140 十邢常B 性的损害，因此实验钢的断裂延伸率又得到提高 I20 值得指出的是，即使在2000s的应变速率条件下， 400 800120016002000 应变速率A 试样有接近280℃左右的温升效应（如图5所示）， 图5 TRIP B和DPB钢的绝热温升-应变率曲线 其断裂延伸率还是小于静态拉伸：TRPA钢分别为 Fig.5 Adiabatic heat-strain rate curves of TRIP B steel and DP B 24.5%和28.0%，TRIP B钢分别为29.4%和 steel 37.3%,这一现象充分说明残余奥氏体向马氏体的 渐进式转变对其延伸率的显著影响.对DPB钢而 3结论 言，在高的应变速率下，由于绝热温升的作用（如 (I)与TRIP B相比，由于TRIP A钢中C含量 图5所示)，随应变率增加绝热温升不断上升，这部 较高且含有11.28%较稳定的残余奥氏体，因此在 分温升使得材料基体不断软化，位错的滑移使得应 变形条件下其TP效应更为显著，在静态拉伸条

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 其组织是由铁素体和高达 40% 以上的马氏体组成 的，在受到外加应力作用时，铁素体变形受到周围马氏 体的阻碍，在铁素体内部以及晶界间会产生大量位错 塞积，从而引起位错强化和应力集中，导致材料断裂． 2. 2 在动态拉伸条件下试样的力学性能 图 4( a) 和( b) 分别描述了 TＲIP A、TＲIP B 和 DP B 三种钢在高应变速率下抗拉强度和断裂延伸 率随应变速率的变化情况． 从图中可以看出，随着 应变速率的增加，三种钢的抗拉强度都呈上升的趋 势; TＲIP A 和 TＲIP B 的断裂延伸率随着应变速率 的增加先减小后增大，而 DP B 的断裂延伸率则始 终呈上升趋势． 图 4 三种钢的抗拉强度--应变速率曲线( a) 和延伸率--应变速率曲线( b) Fig． 4 Tensile stress-strain rate curves ( a) and fracture elongation-strain rate curves ( b) of three tested steels 三种钢的抗拉强度都不断增加是因为试样在高 应变速率下拉伸时，在很短的时间产生了大量的位 错增殖，使得位错滑移越来越困难，造成铁素体基体 强化和晶界强化． 另外，相对于 TＲIP B 钢而言， TＲIP A 钢和 DP B 钢的强度随应变率增加而增加的 趋势明显较缓则是由于 TＲIP B 钢的强度低，具有较 大的应变率敏感性造成的［11］． TＲIP 钢的延伸率先下降的原因在于，在高速变 形条件下，位错滑移和扩散蠕变来不及充分进行，出 现了所谓的变形局部化［12］现象，从而使组织中残余 奥氏体向马氏体的渐进式转变受到了抑制，造成了 延伸率的减小; 而后，由图 5 可以看出，随着应变率 的增加，两种钢的绝热温升都会大幅度升高． 因而， 温度的升高使位错易于滑移，材料软化程度加 深［13］，绝热温升对塑性的贡献大于变形局部化对塑 性的损害，因此实验钢的断裂延伸率又得到提高． 值得指出的是，即使在 2000 s － 1的应变速率条件下， 试样有接近 280 ℃ 左右的温升效应( 如图 5 所示) ， 其断裂延伸率还是小于静态拉伸: TＲIP A 钢分别为 24. 5% 和 28. 0% ，TＲIP B 钢 分 别 为 29. 4% 和 37. 3% ，这一现象充分说明残余奥氏体向马氏体的 渐进式转变对其延伸率的显著影响． 对 DP B 钢而 言，在高的应变速率下，由于绝热温升的作用( 如 图 5所示) ，随应变率增加绝热温升不断上升，这部 分温升使得材料基体不断软化，位错的滑移使得应 力集中得到部分释放，从而减缓了裂纹的扩展，所以 其动态拉伸下的延伸率不断增大且大于静态拉伸． 另外，由 图 5 还 可 以 看 出，对于成分相同的 TＲIP B 和 DP B 钢，在相同的应变速率下拉伸时，测 得的 TＲIP 钢的绝热温升始终比 DP 钢要高，分析这 部分多出的热量应主要来自于残余奥氏体向马氏体 的转变过程释放的相变潜热． 图 5 TＲIP B 和 DP B 钢的绝热温升--应变率曲线 Fig． 5 Adiabatic heat-strain rate curves of TＲIP B steel and DP B steel 3 结论 ( 1) 与 TＲIP B 相比，由于 TＲIP A 钢中 C 含量 较高且含有 11. 28% 较稳定的残余奥氏体，因此在 变形条件下其 TＲIP 效应更为显著，在静态拉伸条 · 291 ·

第2期 朱超群等：高强TRP钢的动态力学性能 ·193· 件下的强塑积可达到27000MPa·%以上. [5]Bleck W,Schael I.Determination of crash-relevant material pa- (2)对DP钢而言，其抗拉强度随着应变速率 rameters by dynamic tensile tests.Steel Res,2000,71 (5):173 的增大而升高，断裂延伸率则由于绝热温升的作用 [6]Choi D,Bruce D M,Kim S J,et al.Deformation behavior of low carbon TRIP sheet steels at high strain rates.IS/J Int,2002,42 也呈上升趋势：对两种强度级别的TP钢而言，随 (12):1483 着应变速率的增大，其抗拉强度不断增大，断裂延伸 Pychmintsev I,Savral R,Cooman B D,et al.High strain rate be- 率先减小后增大，但由于在动态条件下奥氏体向马 haviour of TRIP-aided automotive steels//International Conference 氏体的渐进式转变受到抑制，所以无法达到其静态 on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys.Mainz,2002:299 拉伸时的塑性水平. [8]Edmonds D V,Cochrane R C,Structure-property relationships in bainitic steels.Metall Trans A,1990,21 (6):1527 (3)在相同应变速率下测得的TRP钢的绝热 9]Tjahjanto D.Turteltaub S,Suiker A,et al.A micromechanical 温升始终比DP钢高，而这部分高出的热量应当来 study of the deformation behavior of trip-assisted multiphase steels 自于在动态变形条件下TRP钢中发生TRP效应 as a function of the microstructural parameters of the retained aus- 后释放的相变潜热. tenite.Ade Eng Mater,2009,11(3):153 [10]Zaefferer S,Ohlert J,Bleck W.A study of microstructure,trans- formation mechanisms and correlation between microstructure and 参考文献 mechanical properties of a low alloyed TRIP steel.Acta Mater [1]Matlock DK,Speer J G.Third generation of AHSS:microstruc- 2004,52(9):2765 ture design concepts /Microstructure and Texture in Steels and [11]He Z P,He Y L,Ling Y T,et al.Effect of strain rate on de- Other Materials.London,2009:185 formation behavior of TRIP steels.J Mater Process Technol, Matsumura O,Sakuma Y,Takechi H.Enhancement of elongation 2012,212(10):2141 by retained austenite in intercritical annealed 0.4C -1.5Si [12]Sha G Y,Sun X G,Liu T,et al.Deformation localization behav- 0.8Mn steel.Trans Iron Steel Inst Jpn,1987,27 (7):570 ior of the Mg -3.04Li -0.77Sc alloys under high-strain rate. B]Sinha A K.Ferrous Physical Metallurgy.London:Butterworths, Chin J Mater Res,2010,24(6):567 1989 (沙桂英，孙晓光，刘腾，等.Mg3.04Li0.77Sc合金的高应 4]Slycken J V,Verleysen P,Degrieck J,et al.Dynamic response of 变率变形局部化行为.材料研究学报，2010,24(6)：567) Al-TRIP-steel and the constituent phases /Impact Loading of [13]Meyers M A.Dynamic Behavior of Materials.2nd Ed.New Light Structures WIT Transactions on Engineering Sciences.Bel- York:Wiley,1994 gium,2005:535

第 2 期 朱超群等: 高强 TＲIP 钢的动态力学性能 件下的强塑积可达到 27000 MPa·% 以上． ( 2) 对 DP 钢而言，其抗拉强度随着应变速率 的增大而升高，断裂延伸率则由于绝热温升的作用 也呈上升趋势; 对两种强度级别的 TＲIP 钢而言，随 着应变速率的增大，其抗拉强度不断增大，断裂延伸 率先减小后增大，但由于在动态条件下奥氏体向马 氏体的渐进式转变受到抑制，所以无法达到其静态 拉伸时的塑性水平． ( 3) 在相同应变速率下测得的 TＲIP 钢的绝热 温升始终比 DP 钢高，而这部分高出的热量应当来 自于在动态变形条件下 TＲIP 钢中发生 TＲIP 效应 后释放的相变潜热． 参 考 文 献 ［1］ Matlock D K，Speer J G． Third generation of AHSS: microstruc￾ture design concepts / / Microstructure and Texture in Steels and Other Materials． London，2009: 185 ［2］ Matsumura O，Sakuma Y，Takechi H． Enhancement of elongation by retained austenite in intercritical annealed 0. 4C － 1. 5Si － 0. 8Mn steel． Trans Iron Steel Inst Jpn，1987，27( 7) : 570 ［3］ Sinha A K． Ferrous Physical Metallurgy． London: Butterworths， 1989 ［4］ Slycken J V，Verleysen P，Degrieck J，et al． Dynamic response of Al-TＲIP-steel and the constituent phases / / Impact Loading of Light Structures WIT Transactions on Engineering Sciences． Bel￾gium，2005: 535 ［5］ Bleck W，Schael I． Determination of crash-relevant material pa￾rameters by dynamic tensile tests． Steel Ｒes，2000，71( 5) : 173 ［6］ Choi D，Bruce D M，Kim S J，et al． Deformation behavior of low carbon TＲIP sheet steels at high strain rates． ISIJ Int，2002，42 ( 12) : 1483 ［7］ Pychmintsev I，Savral Ｒ，Cooman B D，et al． High strain rate be￾haviour of TＲIP-aided automotive steels / / International Conference on TＲIP-Aided High Strength Ferrous Alloys． Mainz，2002: 299 ［8］ Edmonds D V，Cochrane Ｒ C，Structure-property relationships in bainitic steels． Metall Trans A，1990，21( 6) : 1527 ［9］ Tjahjanto D，Turteltaub S，Suiker A，et al． A micromechanical study of the deformation behavior of trip-assisted multiphase steels as a function of the microstructural parameters of the retained aus￾tenite． Adv Eng Mater，2009，11( 3) : 153 ［10］ Zaefferer S，Ohlert J，Bleck W． A study of microstructure，trans￾formation mechanisms and correlation between microstructure and mechanical properties of a low alloyed TＲIP steel． Acta Mater， 2004，52( 9) : 2765 ［11］ He Z P，He Y L，Ling Y T，et al． Effect of strain rate on de￾formation behavior of TＲIP steels． J Mater Process Technol， 2012，212( 10) : 2141 ［12］ Sha G Y，Sun X G，Liu T，et al． Deformation localization behav￾ior of the Mg － 3. 04Li － 0. 77Sc alloys under high-strain rate． Chin J Mater Ｒes，2010，24( 6) : 567 ( 沙桂英，孙晓光，刘腾，等． Mg--3. 04Li--0. 77Sc 合金的高应 变率变形局部化行为． 材料研究学报，2010，24( 6) : 567) ［13］ Meyers M A． Dynamic Behavior of Materials． 2nd Ed． New York: Wiley，1994 · 391 ·