超细晶中锰钢温轧强化增塑机理

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2013.11.009 第35卷第11期 北京科技大学学报 Vol.35 No.11 2013年11月 Journal of University of Science and Technology Beijing Nov.2013 超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 曹佳丽，赵爱民☒，李振，尹鸿祥，黄耀 北京科技大学高效轧制因家工程研究中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:aimin.zhao@ustb.edu.cn 摘要采用Gleeble-3500热模拟试验机测定了不同温度下中锰钢的变形抗力，并通过分阶段拉伸、扫描电镜、电子背 散射衍射、X射线衍射等实验手段，对温轧中锰钢中逆转变奥氏体的相变行为进行观察和分析。研究发现，热轧马氏体 中锰钢经过600℃温轧及退火后，获得较多较稳定的残余奥氏体，从而实现强度859MPa和延伸率36%的优良力学性 能。拉伸变形前期，锯齿状流变应力现象明显，残余奥氏体提供持续的TP效应来提高塑性，此过程中尺寸较大的逆 转变奥氏体稳定性差，变形时先发生转变：拉伸变形后期，锯齿状波动消失，超细晶铁素体和马氏体发生塑性变形，马 氏体强化及铁素体中的位错强化为主要强化方式。 关键词中锰钢：轧制：强化：塑性：奥氏体 分类号TG335.3 Mechanism of strengthening and plasticity improvement in warm rolling medium manganese steel with ultrafine grains CAO Jia-li,ZHAO Ai-min,LI Zhen,YIN Hong-riang,HUANG Yao National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:aimin.zhaoQustb.edu.cn ABSTRACT The deformation resistance of medium manganese steel at different temperatures was measured on a Gleeble-3500 thermo-simulator system.Reverted austenite transformation in medium manganese steel during warm rolling was investigated by means of tensile testing by stages,scanning electron microscopy(SEM),electron back scattered diffraction(EBSD),and X-ray diffraction (XRD).It is shown that warm rolling at 600 C and annealing after hot rolling result in more reverted austenite,and excellent mechanical properties are gained with 859 MPa strength and 36% elongation.In the earlier stage of tensile deformation,serrate flow stress behavior is obviously observed because of sustained TRIP effect produced by reverted austenite.During the deformation,reverted austenite with a larger grain size is prior to transform because its stability is poor.In the later stage of tensile deformation,serrate flow stress behavior disappears.Ultrafine grain ferrite and martensite undergo plastic deformation,and martensite strengthening and dislocation strengthening of ferrite become the main strengthening mechanism. KEY WORDS medium manganese steel;rolling;austenite;strengthening;plasticity 近年来，中锰TRP钢被认为是性能优异的第完全的马氏体组织.但随之而来的问题是，具有马 三代汽车钢而吸引了较多的研究-到。在中锰钢 氏体组织的钢是高强度和高硬度的，常温变形时抗 中，由于适量锰元素的添加，其过冷奥氏体连续冷 力相当大，现有的试验设备对其进行较大的冷轧压 却转变(CCT)曲线右移，淬透性提高，热轧后得到 下量是相当困难的.为了解决这个问题，李楠等4 收稿日期：2012-11-13 基金项目：高等学校博士学科点专项科研基金资助项目(20110006110007)

第 35 卷 第 11 期 北 京 科 技 大 学 学 报 Vol. 35 No. 11 2013 年 11 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Nov. 2013 超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 曹佳丽，赵爱民 ，李 振，尹鸿祥，黄 耀 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: aimin.zhao@ustb.edu.cn 摘 要 采用 Gleeble-3500 热模拟试验机测定了不同温度下中锰钢的变形抗力，并通过分阶段拉伸、扫描电镜、电子背 散射衍射、X 射线衍射等实验手段，对温轧中锰钢中逆转变奥氏体的相变行为进行观察和分析。研究发现，热轧马氏体 中锰钢经过 600 ℃温轧及退火后，获得较多较稳定的残余奥氏体，从而实现强度 859 MPa 和延伸率 36%的优良力学性 能。拉伸变形前期，锯齿状流变应力现象明显，残余奥氏体提供持续的 TRIP 效应来提高塑性，此过程中尺寸较大的逆 转变奥氏体稳定性差，变形时先发生转变；拉伸变形后期，锯齿状波动消失，超细晶铁素体和马氏体发生塑性变形，马 氏体强化及铁素体中的位错强化为主要强化方式。 关键词 中锰钢；轧制；强化；塑性；奥氏体 分类号 TG335.3 Mechanism of strengthening and plasticity improvement in warm rolling medium manganese steel with ultrafine grains CAO Jia-li, ZHAO Ai-min , LI Zhen, YIN Hong-xiang, HUANG Yao National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China Corresponding author, E-mail: aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT The deformation resistance of medium manganese steel at different temperatures was measured on a Gleeble-3500 thermo-simulator system. Reverted austenite transformation in medium manganese steel during warm rolling was investigated by means of tensile testing by stages, scanning electron microscopy (SEM), electron back scattered diffraction (EBSD), and X-ray diffraction (XRD). It is shown that warm rolling at 600 ℃ and annealing after hot rolling result in more reverted austenite, and excellent mechanical properties are gained with 859 MPa strength and 36% elongation. In the earlier stage of tensile deformation, serrate flow stress behavior is obviously observed because of sustained TRIP effect produced by reverted austenite. During the deformation, reverted austenite with a larger grain size is prior to transform because its stability is poor. In the later stage of tensile deformation, serrate flow stress behavior disappears. Ultrafine grain ferrite and martensite undergo plastic deformation, and martensite strengthening and dislocation strengthening of ferrite become the main strengthening mechanism. KEY WORDS medium manganese steel; rolling; austenite; strengthening; plasticity 近年来，中锰 TRIP 钢被认为是性能优异的第 三代汽车钢而吸引了较多的研究 [1−3]。在中锰钢 中，由于适量锰元素的添加，其过冷奥氏体连续冷 却转变 (CCT) 曲线右移，淬透性提高，热轧后得到 完全的马氏体组织. 但随之而来的问题是，具有马 氏体组织的钢是高强度和高硬度的，常温变形时抗 力相当大，现有的试验设备对其进行较大的冷轧压 下量是相当困难的. 为了解决这个问题，李楠等 [4] 收稿日期：2012-11-13 基金项目：高等学校博士学科点专项科研基金资助项目 (20110006110007) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2013.11.009

.1466 北京科技大学学报 第35卷 采用650℃中间退火后进行冷轧的工艺来降低塑变 在冷轧及温轧退火后的钢板上切取标距为50 抗力，但此工艺退火时间较长，工序较复杂，影响 mm的拉伸试样，在MTS810型万能材料试验机进 效率.因此，对于冷轧中出现的问题，本文提出对 行拉伸试验.主要试验参数设定为：拉伸力20kN, 中锰TRP钢进行温轧的工艺，从而使问题得到很 夹头最大位移速度20 mm-min-1:轴向引伸仪标距 好地解决.温轧既有热变形时变形抗力小、塑性高 为50mm,引伸仪测量误差为0.3%；测试温度为室 及允许变形量大的优点；还兼具冷轧精度高和表面 温 光洁的特点，生产效率高，节约能源.尽管如此， 实验钢经电解抛光后采用ZEISS SUPRA55型 目前对于难变形金属温轧的研究并不多见，Aso0 热场发射扫描电镜观察组织形貌，用X射线衍射 等同对中碳TRIP钢进行了500℃温轧实验，结果 测定残余奥氏体的体积分数，利用电子背散射衍射 得到品粒尺寸为0.4um、强度1326MPa及总延伸 对残余奥氏体的分布、晶粒尺寸和品粒取向进行分 率23%的超细晶纳米TRP钢.可见，温轧对于中 析 锰TRP钢投入实际生产有重要的理论意义和生产 2 实验结果及分析 实用价值 本文在实验室条件下研究了不同温轧条件下 2.1变形温度对中锰钢流变应力的影响 变形抗力和塑性的变化规律，选择500和600℃ 马氏体组织具有较高的强度，如果在此状态下 进行温轧，从微观组织及力学性能上与冷轧后的实 对实验钢进行大变形量冷轧，必将具有较大的变形 验结果进行对比，并进一步通过分阶段拉伸的方法 抗力，对冷轧变形带来一定的困难.为此，本文对 对实验钢强化增塑机理进行探讨. 热轧后的试样在Gleeble-3500热模拟试验机上模拟 温变形，来研究温轧变形的可行性，试验测得的应 1实验材料及方法 力一应变曲线如图1所示.从图中可以看出，随 实验用的中锰钢化学成分如表1所示.采用 着变形温度的升高，峰值应力不断降低.中锰钢在 500kg真空感应电炉冶炼，浇注成铸锭，然后将 450℃时，流变应力为900MPa:随着变形温度的 铸坯锻造成尺寸为40mm×95mm×115mm的锻 升高，变形抗力显著降低，当温度升高为650℃时， 坯.热轧实验在北京科技大学高效轧制国家工程中 流变应力降低约为370MPa.因此，采用温轧显著 心350mm四辊的单机架可逆式热轧机上进行.将 降低了轧制过程中材料的变形抗力和轧制力. 坯料在箱式加热炉中加热到1200℃，保温1h,随 1000 450°C 后进行四道次轧制将坯料轧至12mm.开轧温度 800 1100℃，终轧温度1000℃，随后空冷.然后利用线 500°C 切割在板坯上取中8mm×l2mm的圆柱试样，并在 600 550°C Gleeble-3500热模拟试验机上以0.01s-1的应变速 600°C 400 650°℃ 率进行不同温度下(450,500,550,600,650℃的单 道次压缩变形，变形前对样品保温5min,变形量 200 为50%，测定不同温度变形条件下实验钢的流变应 力变化.利用上述结果，重新设计实验钢轧制方案 0.00.1 0.20.30.40.50.60.7 应变 如下：将坯料在箱式加热炉中加热到1200℃，保温 1h,随后进行7道次轧制将坯料轧至3mm.开轧 图1实验钢在不同温度下变形的应力-应变曲线 温度1100℃，终轧温度900℃，空冷后进行酸洗. Fig.1 Strain-stress curves of experimental steel at different 将酸洗后的钢板一部分直接进行冷轧至1.5mm:另 deformation temperatures 一部分在箱式加热炉中分别加热到550和650℃， 2.2退火前中锰钢的微观组织 保温2h后进行温轧，初轧温度600℃和500℃， 利用扫描电镜对退火前实验钢微观组织进行 最终板厚1.5mm,温轧变形量50%.最后再对冷轧 观察，结果如图2所示.图2(a)为实验钢的热轧 及温轧后的钢板在650℃进行5h的退火处理. 态组织，可以看出组织由许多一束束尺寸大致相同 表1实验钢化学成分（质量分数） 且平行排列的细小板条马氏体及马氏体板条内析出 Table 1 Chemical composition of experimental steel% 的细小碳化物组成，马氏体中心贫碳呈灰白色.图 Si Mn 2(b)为实验钢的冷轧态组织，冷轧后实验钢组织与 0.085 0.077 4.59 0.013 0.008 热轧态基本相同，仍为板条马氏体.图2(c)为实验

· 1466 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 采用 650 ℃中间退火后进行冷轧的工艺来降低塑变 抗力，但此工艺退火时间较长，工序较复杂，影响 效率. 因此，对于冷轧中出现的问题，本文提出对 中锰 TRIP 钢进行温轧的工艺，从而使问题得到很 好地解决. 温轧既有热变形时变形抗力小、塑性高 及允许变形量大的优点；还兼具冷轧精度高和表面 光洁的特点，生产效率高，节约能源. 尽管如此， 目前对于难变形金属温轧的研究并不多见，Asoo 等 [5] 对中碳 TRIP 钢进行了 500 ℃温轧实验，结果 得到晶粒尺寸为 0.4 µm、强度 1326 MPa 及总延伸 率 23%的超细晶纳米 TRIP 钢. 可见，温轧对于中 锰 TRIP 钢投入实际生产有重要的理论意义和生产 实用价值. 本文在实验室条件下研究了不同温轧条件下 变形抗力和塑性的变化规律，选择 500 和 600 ℃ 进行温轧，从微观组织及力学性能上与冷轧后的实 验结果进行对比，并进一步通过分阶段拉伸的方法 对实验钢强化增塑机理进行探讨. 1 实验材料及方法 实验用的中锰钢化学成分如表 1 所示. 采用 500 kg 真空感应电炉冶炼，浇注成铸锭，然后将 铸坯锻造成尺寸为 40 mm×95 mm×115 mm 的锻 坯. 热轧实验在北京科技大学高效轧制国家工程中 心 350 mm 四辊的单机架可逆式热轧机上进行. 将 坯料在箱式加热炉中加热到 1200 ℃，保温 1 h，随 后进行四道次轧制将坯料轧至 12 mm. 开轧温度 1100 ℃，终轧温度 1000 ℃，随后空冷. 然后利用线 切割在板坯上取 φ8 mm×12 mm 的圆柱试样，并在 Gleeble-3500 热模拟试验机上以 0.01 s−1 的应变速 率进行不同温度下 (450, 500, 550, 600, 650 ℃的单 道次压缩变形，变形前对样品保温 5 min，变形量 为 50%，测定不同温度变形条件下实验钢的流变应 力变化. 利用上述结果，重新设计实验钢轧制方案 如下：将坯料在箱式加热炉中加热到 1200 ℃，保温 1 h，随后进行 7 道次轧制将坯料轧至 3 mm. 开轧 温度 1100 ℃，终轧温度 900 ℃，空冷后进行酸洗. 将酸洗后的钢板一部分直接进行冷轧至 1.5 mm；另 一部分在箱式加热炉中分别加热到 550 和 650 ℃， 保温 2 h 后进行温轧，初轧温度 600 ℃和 500 ℃， 最终板厚 1.5 mm，温轧变形量 50%. 最后再对冷轧 及温轧后的钢板在 650 ℃进行 5 h 的退火处理. 表 1 实验钢化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steel % C Si Mn P S 0.085 0.077 4.59 0.013 0.008 在冷轧及温轧退火后的钢板上切取标距为 50 mm 的拉伸试样，在 MTS810 型万能材料试验机进 行拉伸试验. 主要试验参数设定为：拉伸力 20 kN， 夹头最大位移速度 20 mm·min−1；轴向引伸仪标距 为 50 mm，引伸仪测量误差为 0.3%；测试温度为室 温. 实验钢经电解抛光后采用 ZEISS SUPRA 55 型 热场发射扫描电镜观察组织形貌，用 X 射线衍射 测定残余奥氏体的体积分数，利用电子背散射衍射 对残余奥氏体的分布、晶粒尺寸和晶粒取向进行分 析. 2 实验结果及分析 2.1 变形温度对中锰钢流变应力的影响 马氏体组织具有较高的强度，如果在此状态下 对实验钢进行大变形量冷轧，必将具有较大的变形 抗力，对冷轧变形带来一定的困难. 为此，本文对 热轧后的试样在 Gleeble-3500 热模拟试验机上模拟 温变形，来研究温轧变形的可行性，试验测得的应 力 − 应变曲线如图 1 所示. 从图中可以看出，随 着变形温度的升高，峰值应力不断降低. 中锰钢在 450 ℃时，流变应力为 900 MPa；随着变形温度的 升高，变形抗力显著降低，当温度升高为 650 ℃时， 流变应力降低约为 370 MPa. 因此，采用温轧显著 降低了轧制过程中材料的变形抗力和轧制力. 图 1 实验钢在不同温度下变形的应力 – 应变曲线 Fig.1 Strain-stress curves of experimental steel at different deformation temperatures 2.2 退火前中锰钢的微观组织 利用扫描电镜对退火前实验钢微观组织进行 观察，结果如图 2 所示. 图 2(a) 为实验钢的热轧 态组织，可以看出组织由许多一束束尺寸大致相同 且平行排列的细小板条马氏体及马氏体板条内析出 的细小碳化物组成，马氏体中心贫碳呈灰白色. 图 2(b) 为实验钢的冷轧态组织，冷轧后实验钢组织与 热轧态基本相同，仍为板条马氏体. 图 2(c) 为实验

第11期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 ·1467· 14m 1m 图2实验中锰钢微观组织.(a)热轧态：(b)冷轧态：(c)600℃温轧态 Fig.2 Microstructures of experimental steel:(a)hot rolled;(b)cold rolled:(c)600 C warm rolled 钢650℃温轧态组织.由图可知：温轧后实验钢微 2.4中锰钢的强化增塑机理 观组织具有明显的变化，成为铁素体+奥氏体的双 为进一步研究温轧对实验钢性能影响的本质， 相组织：微观组织保留了实验钢在轧制过程中的形 本文分别对上述三种工艺条件下实验钢进行X射 变状态，并且在突起的铁素体区域存在大量析出的 线衍射分析，结果如图4所示.从图中可以看出， 碳化物颗粒 三种工艺条件下实验钢的X射线衍射衍射峰位置 2.3中锰钢的力学性能 基本一致，均包括铁素体与奥氏体两相.但是对比 图3所示为实验钢分别经过冷轧、500℃温轧 不难发现，不同条件下奥氏体衍射峰值强度不同， 及600℃温轧后再进行650℃退火5h后的工程应 为计算残余奥氏体含量，利用X射线衍射分析软 力一应变曲线.从图中可以明显看出：冷轧退火后 件进行寻峰处理，并计算衍射峰角度、半高宽和积 的实验钢强度塑性较低，其强塑积仅为10332MPa: 分强度，选择奥氏体的{200}、{220、{311}衍射线 经过温轧后强度和塑性均有所提高，500℃温轧退 以及铁素体{200}、{211}的衍射线，利用下式计算 火后强塑积为16031MPa%,600℃温轧退火后强 残余奥氏体的体积分数间： 塑积可达30924MPa-%.值得注意的是，从工程应 IKa 力一应变曲线形状可以看出，三种不同工艺条件 Vy=1.Ka+IaKy (1) 下实验钢变形前期都存在一定阶段的锯齿状流变应 力状态：另外，在锯齿状流变应力结束后三种实验 式中，V,为残余奥氏体的体积分数，1为奥氏 钢都会产生一个明显的硬化台阶.从图中可以明显 体{200}、{220}和{311}晶面衍射峰的积分强度，1 看出，温轧对提高实验钢的综合性能具有有利的作 为铁素体{200}和{211}晶面衍射峰的积分强度，K。 用，而且温轧温度对综合性能也是至关重要的影响 和K,分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数.计 因素.600℃温轧退火后，实验钢在强度和塑性方面 算结果见表2.从表中可以看出温轧可以有效提高 均有明显的提高 退火后残余奥氏体含量.冷轧退火后，残余奥氏体 1000 bcc(211) 900 bcc(200) 800 700 fcc(220) fcc(311) 600 fcc(200) 600°C温轧退火 400 一冷轧退火 500C是轧退火 200 二09强载還炎 100 冷轧退火 -0.050.000.050.100.150.200.250.300.350.40 50 60 70 80 90 100 工程应变 20/) 图3不同工艺条件下实验钢的工程应力一应变曲线 图4不同工艺条件下退火后实验钢的X射线衍射图 Fig.3 Engineering strain-stress curves of experimental steel Fig.4 XRD patterns of experimental steel with different at different processes processes after annealing

第 11 期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1467 ·· 图 2 实验中锰钢微观组织.(a) 热轧态；(b) 冷轧态；(c)600 ℃温轧态 Fig.2 Microstructures of experimental steel: (a) hot rolled; (b) cold rolled; (c) 600 ℃ warm rolled 钢 650 ℃温轧态组织. 由图可知：温轧后实验钢微 观组织具有明显的变化，成为铁素体 + 奥氏体的双 相组织；微观组织保留了实验钢在轧制过程中的形 变状态，并且在突起的铁素体区域存在大量析出的 碳化物颗粒 [4] . 2.3 中锰钢的力学性能 图 3 所示为实验钢分别经过冷轧、500 ℃温轧 及 600 ℃温轧后再进行 650 ℃退火 5 h 后的工程应 力 − 应变曲线. 从图中可以明显看出：冷轧退火后 的实验钢强度塑性较低，其强塑积仅为 10332 MPa； 经过温轧后强度和塑性均有所提高，500 ℃温轧退 火后强塑积为 16031 MPa·%，600 ℃温轧退火后强 塑积可达 30924 MPa·%. 值得注意的是，从工程应 力 − 应变曲线形状可以看出，三种不同工艺条件 下实验钢变形前期都存在一定阶段的锯齿状流变应 力状态；另外，在锯齿状流变应力结束后三种实验 钢都会产生一个明显的硬化台阶. 从图中可以明显 看出，温轧对提高实验钢的综合性能具有有利的作 用，而且温轧温度对综合性能也是至关重要的影响 因素. 600 ℃温轧退火后，实验钢在强度和塑性方面 均有明显的提高. 图 3 不同工艺条件下实验钢的工程应力 – 应变曲线 Fig.3 Engineering strain-stress curves of experimental steel at different processes 2.4 中锰钢的强化增塑机理 为进一步研究温轧对实验钢性能影响的本质， 本文分别对上述三种工艺条件下实验钢进行 X 射 线衍射分析，结果如图 4 所示. 从图中可以看出， 三种工艺条件下实验钢的 X 射线衍射衍射峰位置 基本一致，均包括铁素体与奥氏体两相. 但是对比 不难发现，不同条件下奥氏体衍射峰值强度不同， 为计算残余奥氏体含量，利用 X 射线衍射分析软 件进行寻峰处理，并计算衍射峰角度、半高宽和积 分强度，选择奥氏体的{200}、{220}、{311}衍射线 以及铁素体{200}、{211}的衍射线，利用下式计算 残余奥氏体的体积分数 [6]: Vγ = IγKα IγKα + IαKγ . (1) 式中，Vγ 为残余奥氏体的体积分数，Iγ 为奥氏 体{200}、{220}和{311}晶面衍射峰的积分强度，Iα 为铁素体{200}和{211}晶面衍射峰的积分强度，Kα 和 Kγ 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数. 计 算结果见表 2. 从表中可以看出温轧可以有效提高 退火后残余奥氏体含量. 冷轧退火后，残余奥氏体 图 4 不同工艺条件下退火后实验钢的 X 射线衍射图 Fig.4 XRD patterns of experimental steel with different processes after annealing

.1468 北京科技大学学报 第35卷 表2不同工艺条件下退火后实验钢中残余奥氏体的体积分数 的体积分数仅为6.69%：而在600℃温轧退火后，残 Table 2 Volume fraction of retained austenite in experimen- 余奥氏体的体积分数达到了15.47%. tal steel with different processes after annealing % 为了揭示残余奥氏体含量与实验钢力学性能 冷轧 500℃温轧退火 600℃温轧退火 之间的关系，本文采取定量预拉伸的方法来观察中 6.69 9.43 15.47 锰钢在拉伸变形过程中微观组织的变化.图5给出 a) (b) (d) (0 (g) 图5600℃温轧退火后实验钢的扫描电镜组织及电子背散射衍射分析.()，(c),(e),(g)电子背散射衍射选区，预变形分别为 0%、7%、15%和20%：(b),(d).(f).(h)电子背散射衍射分析，预变形分别为0%、7%、15%和20% Fig.5 SEM microstructures and EBSD analysis of experimental steel after 650 C warm rolling and annealing:(a),(c),(e),and (g)EBSD selected areas,tensile predeformations of 0%,7%,15%,and 20%,respectively;(b),(d),(f),and (h)EBSD analysis, tensile predeformations of 0%,7%,15%,and 20%,respectively

· 1468 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 表 2 不同工艺条件下退火后实验钢中残余奥氏体的体积分数 Table 2 Volume fraction of retained austenite in experimen￾tal steel with different processes after annealing % 冷轧 500 ℃温轧退火 600 ℃温轧退火 6.69 9.43 15.47 的体积分数仅为 6.69%；而在 600 ℃温轧退火后，残 余奥氏体的体积分数达到了 15.47%. 为了揭示残余奥氏体含量与实验钢力学性能 之间的关系，本文采取定量预拉伸的方法来观察中 锰钢在拉伸变形过程中微观组织的变化. 图 5 给出 图 5 600 ℃温轧退火后实验钢的扫描电镜组织及电子背散射衍射分析. (a), (c), (e), (g) 电子背散射衍射选区，预变形分别为 0%、7%、15%和 20%；(b), (d), (f), (h) 电子背散射衍射分析，预变形分别为 0%、7%、15%和 20% Fig.5 SEM microstructures and EBSD analysis of experimental steel after 650 ℃ warm rolling and annealing: (a), (c), (e), and (g) EBSD selected areas, tensile predeformations of 0%, 7%, 15%, and 20%, respectively; (b), (d), (f), and (h) EBSD analysis, tensile predeformations of 0%, 7%, 15%, and 20%, respectively

第11期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1469· 了经600℃温轧退火后实验中锰钢分别进行 16 0%、7%、15%和20%四种定量预拉伸变形后的扫 14 描电镜微观组织及相对应的电子背散射衍射分析. 本文中将大于15°的晶界定义为大角度晶界，图中 10 人 以黑粗线表示：1.5°~15°为小角度晶界，图中用蓝 8 细线标出：相界线用绿线：红色表示逆转变残余奥 人 氏体，黄色表示铁素体.从图中可以看出，其组织 ■ 均为凸出状的超细晶铁素体和凹坑状残余奥氏体 人 双相组织，而且从电子背散射衍射分析的两相分布 ◆ 可以发现，其中大部分奥氏体分布在晶界，少量位 0.000.050.100.150.200.250.30 于铁素体晶内.另外，随着变形量的增加，凹陷部 真应变 分残余奥氏体所占的比例越来越少，这说明残余奥 图7 600℃温轧退火后实验钢残余奥氏体体积分数与真应 氏体在变形过程中发生了转变，这必然会对实验钢 变的关系 的性能产生一定的影响. Fig.7 Relationship between retained austenite volume frac- 为验证这一结论，利用X射线衍射对不同变形 tion and true strain of samples (650 C warm rolling and an- 量的试样进行残余奥氏体含量分析，结果如图6和 nealing) 图7所示.未变形残余奥氏体的体积分数为15.47%： 式中：V,(e)表示真应变为e时残余奥氏体的体积 当变形量为7%时，将近一半的残余奥氏体发生转 分数，V,O)为未发生应变时残余奥氏体的体积分 变：变形量增加到15%时，残余奥氏体剩余6.1%： 数，ε为真应变量，S为奥氏体稳定性因子.利用图 变形量达到20%，残余奥氏体大部分完成转变，剩 7中的数据按式(2)进行拟合，可得到实验钢奥氏 余4.24%：变形量达到30%时，残余奥氏体转变基 体稳定性因子为7.01，这与文献[7-8]中的结果是一 本完成，只剩余0.6%.残余奥氏体的稳定性决定了 致的. 其随着应变发生转变的速度，残余奥氏体越稳定， 另外通过图5中电子背散射衍射的数据统计 随应变转变的也就越慢.文献中关于残余奥氏体的 可以得到，变形前奥氏体的平均晶粒尺寸为0.313 体积分数与真应变之间的关系做了大量研究，一般 m,变形7%、15%和20%后奥氏体平均晶粒尺寸分 认为这两者之间可以用如下等式来描述： 别为0.273、0.194和0.117m.这说明不同阶段的 残余奥氏体的稳定性有很大差别，在拉伸过程中不 V,(e)=V,(0)e-se. (2) 同稳定性的奥氏体依次发生相变.本文中奥氏体的 形成是一种逆相变，在马氏体的基础上，通过两相 bcc(211) 区退火使碳、锰溶质原子在奥氏体中富集，以获稳 bcc(200) 定的晶粒细小的奥氏体组织.其中碳、锰原子的扩 散是符合热力学定律的，逆转变奥氏体的形核基本 30% 弥散和均匀，当奥氏体晶粒尺寸较大时，周围提供 锰、碳原子的铁素体区域相对有限，那富集到奥氏 20% 体中的碳、锰含量相对较少，则稳定性较差：而当奥 fcc(220) 15% 氏体晶粒尺寸较小，周围铁素体区域相对较大，富 7% 集到奥氏体中的碳、锰原子相对较多，则稳定性较 fcc(200) fcc(311) 0% 高9-10).因此，结合图5中残余奥氏体的分布进行 40 50 60 70 80 90 100 综合分析，尺寸较大的残余奥氏体先发生转变，而 20/() 尺寸较小的残余奥氏体稳定性较好，主要在变形后 期发生相变 图6 600℃温轧退火后实验钢不同预变形条件下X射线衍 通过电子背散射衍射实验统计晶粒尺寸还可 射图 以知道，实验钢的平均晶粒尺寸约为0.5m,当变 Fig.6 XRD patterns of samples (650 C warm rolling and 形量达到20%时平均晶粒尺寸约为0.24m.与传 annealing)experienced different tensile predeformations 统双相钢相比，超细晶铁素体由于晶粒细化使得内

第 11 期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1469 ·· 了 经600 ℃ 温 轧 退 火 后 实 验 中 锰 钢 分 别 进 行 0%、7%、15%和 20%四种定量预拉伸变形后的扫 描电镜微观组织及相对应的电子背散射衍射分析. 本文中将大于 15◦ 的晶界定义为大角度晶界，图中 以黑粗线表示；1.5◦∼15◦ 为小角度晶界，图中用蓝 细线标出；相界线用绿线；红色表示逆转变残余奥 氏体，黄色表示铁素体. 从图中可以看出，其组织 均为凸出状的超细晶铁素体和凹坑状残余奥氏体 双相组织，而且从电子背散射衍射分析的两相分布 可以发现，其中大部分奥氏体分布在晶界，少量位 于铁素体晶内. 另外，随着变形量的增加，凹陷部 分残余奥氏体所占的比例越来越少，这说明残余奥 氏体在变形过程中发生了转变，这必然会对实验钢 的性能产生一定的影响. 为验证这一结论，利用 X 射线衍射对不同变形 量的试样进行残余奥氏体含量分析，结果如图 6 和 图 7 所示. 未变形残余奥氏体的体积分数为 15.47%； 当变形量为 7%时，将近一半的残余奥氏体发生转 变；变形量增加到 15%时，残余奥氏体剩余 6.1%； 变形量达到 20%，残余奥氏体大部分完成转变，剩 余 4.24%；变形量达到 30%时，残余奥氏体转变基 本完成，只剩余 0.6%. 残余奥氏体的稳定性决定了 其随着应变发生转变的速度，残余奥氏体越稳定， 随应变转变的也就越慢. 文献中关于残余奥氏体的 体积分数与真应变之间的关系做了大量研究，一般 认为这两者之间可以用如下等式来描述 [7]： Vγ(ε) = Vγ(0)e−Sε. (2) 图 6 600 ℃温轧退火后实验钢不同预变形条件下 X 射线衍 射图 Fig.6 XRD patterns of samples (650 ℃ warm rolling and annealing) experienced different tensile predeformations 图 7 600 ℃温轧退火后实验钢残余奥氏体体积分数与真应 变的关系 Fig.7 Relationship between retained austenite volume frac￾tion and true strain of samples (650 ℃ warm rolling and an￾nealing) 式中：Vγ(ε) 表示真应变为 ε 时残余奥氏体的体积 分数，Vγ(0) 为未发生应变时残余奥氏体的体积分 数，ε 为真应变量，S 为奥氏体稳定性因子. 利用图 7 中的数据按式 (2) 进行拟合，可得到实验钢奥氏 体稳定性因子为 7.01，这与文献 [7-8] 中的结果是一 致的. 另外通过图 5 中电子背散射衍射的数据统计 可以得到，变形前奥氏体的平均晶粒尺寸为 0.313 µm，变形 7%、15%和 20%后奥氏体平均晶粒尺寸分 别为 0.273、0.194 和 0.117 µm. 这说明不同阶段的 残余奥氏体的稳定性有很大差别，在拉伸过程中不 同稳定性的奥氏体依次发生相变. 本文中奥氏体的 形成是一种逆相变，在马氏体的基础上，通过两相 区退火使碳、锰溶质原子在奥氏体中富集，以获稳 定的晶粒细小的奥氏体组织. 其中碳、锰原子的扩 散是符合热力学定律的，逆转变奥氏体的形核基本 弥散和均匀，当奥氏体晶粒尺寸较大时，周围提供 锰、碳原子的铁素体区域相对有限，那富集到奥氏 体中的碳、锰含量相对较少，则稳定性较差；而当奥 氏体晶粒尺寸较小，周围铁素体区域相对较大，富 集到奥氏体中的碳、锰原子相对较多，则稳定性较 高 [9−10] . 因此，结合图 5 中残余奥氏体的分布进行 综合分析，尺寸较大的残余奥氏体先发生转变，而 尺寸较小的残余奥氏体稳定性较好，主要在变形后 期发生相变 [11] . 通过电子背散射衍射实验统计晶粒尺寸还可 以知道，实验钢的平均晶粒尺寸约为 0.5 µm，当变 形量达到 20%时平均晶粒尺寸约为 0.24 µm. 与传 统双相钢相比，超细晶铁素体由于晶粒细化使得内

.1470 北京科技大学学报 第35卷 部晶界数量大大增加，晶界面越多越曲折，阻碍位 升有限，延伸率得到较大提高.第二阶段，当变形 错运动的能力加强，传播微裂纹能力减弱：而且晶 量达到一定值（大于20%），TRP效应减弱并逐渐 粒越细，不同位向的品粒越多，位错滑移变形更加 消失，此时组织由少量残余奥氏体加大量铁素体和 复杂，更有利于塑性变形，在材料强度提高的同时， 10%左右的马氏体组成.随后的强化主要由马氏体 塑性也可以明显改善2-13).图8给出了600℃温 强化及铁素体中的位错增殖来提供，强化较前一阶 轧退火后实验钢经过不同预变形后bcc结构的晶界 段明显，出现明显的强化台阶.值得注意的是，铁 频率分布图.从图8中可以看出，变形过程中大角 素体与马氏体对塑性的贡献不同.研究双相钢的文 度晶界比例变化不大，但是小角度晶界随着变形量 献认为，较软的铁素体先发生塑性变形，铁素体中 增加，所占比例越来越大.一般认为，小角度晶界是 的位错不断增殖，相互缠结并相互作用，在铁素体 由位错构成的，拉伸变形过程中，残余奥氏体发生 和马氏体的相界面不断塞积，而此时马氏体保持弹 TRP效应，造成的体积膨胀对周围组织产生压应 性变形，当相界面的集中应力达到一定值时，部分 力作用，使得超细晶铁素体中产生大量位错，因此 马氏体开始塑性变形，使相界面的应力得到松弛， 小角度晶界比例的增加可以从一定程度上代表位错 随着变形的增加，发生塑性变形的马氏体比例也在 的增殖14 增加.对比图3中不同工艺条件下的应力一应 0.10 变曲线可以知道，温轧退火由于产生更多的残余奥 氏体，从而使得TRP效应持续时间更长，为获得 0.08 0% 高强高塑性提供了可能，而且600℃温轧退火后效 7% 15% 果更加明显 0.06 20% 3结论 (1)采用温轧显著降低了轧制过程中材料的 变形抗力和轧制力，对热轧马氏体中锰钢进行 0.02 600℃温轧及退火实验，残余奥氏体的体积分数可 0.00 达到15.47%，从而获得抗拉强度859MPa和延伸 10 20 30 40 50 60 bcc晶界角度/() 率36%的优异力学性能. (2)在中锰钢拉伸变形过程中，残余奥氏体体 图8600℃温轧退火后实验钢经不同变形量的bcc晶界取 积分数与真应变之间满足V,(e)=,(O)e-s:的关 向分布 系，其奥氏体稳定性因子为7.01.另外，形变过程 Fig.8 Misorientation angle distribution of bcc in samples 中尺寸较大的逆转变奥氏体由于稳定性相对较差， (600C warm rolling and annealing)experienced different ten- 在拉伸过程中优先发生转变产生TRP效应. sile predeformations (3)中锰钢的良好塑性和强度匹配主要来源于 稳定的残余奥氏体和超细晶铁素体两部分.拉伸变 结合图3中600℃温轧退火实验中锰钢的应 形前期，锯齿状流变应力现象明显，稳定的残余奥 力一应变曲线可以看出，在其变形小于20%的曲 氏体提供持续的TRP效应来提高塑性：拉伸变形 线中，锯齿状波动很明显，超过20%后锯齿的强度 后期，TP效应消失，超细晶铁素体和马氏体发 和密度显著下降.这种锯齿状流变应力行为与残余 生塑性变形，马氏体强化及铁素体中的位错强化成 奥氏体的TRP效应有密切关系.变形前期残余奥 为主要强化方式. 氏体含量较多时，TRIP效应明显，锯齿状波动密 度高：随着变形量的增加，残余奥氏体不断发生转 变生成马氏体，当变形量达到20%时，残余奥氏体 参考文献 含量少于5%，此后TRP效应将很难发生，曲线 [1]Dong H,Cao W Q,Shi J,et al.Microstructure and per- 趋于平缓，锯齿状波动消失可.通过以上分析，可 formance control technology of the 3rd generation auto 以发现实验钢的应力应变实际包括两个阶段.一个 sheet steels.Iron Steel,2011,46(6):1 阶段在变形量在20%以内，稳定的残余奥氏体以渐 (董瀚，曹文全，时捷，等.第3代汽车钢的组织与性能调控 进式发生转变，产生持续的TRP效应来增加强度 技术.钢铁，2011,46(6)：1) 和塑性.由于新产生的马氏体量很少，导致强度上 [2]Dong H,Wang M Q,Weng Y Q.Performance improve-

· 1470 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 部晶界数量大大增加，晶界面越多越曲折，阻碍位 错运动的能力加强，传播微裂纹能力减弱；而且晶 粒越细，不同位向的晶粒越多，位错滑移变形更加 复杂，更有利于塑性变形，在材料强度提高的同时， 塑性也可以明显改善 [12−13] . 图 8 给出了 600 ℃温 轧退火后实验钢经过不同预变形后 bcc 结构的晶界 频率分布图. 从图 8 中可以看出，变形过程中大角 度晶界比例变化不大，但是小角度晶界随着变形量 增加，所占比例越来越大. 一般认为，小角度晶界是 由位错构成的，拉伸变形过程中，残余奥氏体发生 TRIP 效应，造成的体积膨胀对周围组织产生压应 力作用，使得超细晶铁素体中产生大量位错，因此 小角度晶界比例的增加可以从一定程度上代表位错 的增殖 [14] . 图 8 600 ℃温轧退火后实验钢经不同变形量的 bcc 晶界取 向分布 Fig.8 Misorientation angle distribution of bcc in samples (600 ℃ warm rolling and annealing) experienced different ten￾sile predeformations 结合图 3 中 600 ℃温轧退火实验中锰钢的应 力 − 应变曲线可以看出，在其变形小于 20%的曲 线中，锯齿状波动很明显，超过 20%后锯齿的强度 和密度显著下降. 这种锯齿状流变应力行为与残余 奥氏体的 TRIP 效应有密切关系. 变形前期残余奥 氏体含量较多时，TRIP 效应明显，锯齿状波动密 度高；随着变形量的增加，残余奥氏体不断发生转 变生成马氏体，当变形量达到 20%时，残余奥氏体 含量少于 5%，此后 TRIP 效应将很难发生，曲线 趋于平缓，锯齿状波动消失 [15] . 通过以上分析，可 以发现实验钢的应力应变实际包括两个阶段. 一个 阶段在变形量在 20%以内，稳定的残余奥氏体以渐 进式发生转变，产生持续的 TRIP 效应来增加强度 和塑性. 由于新产生的马氏体量很少，导致强度上 升有限，延伸率得到较大提高. 第二阶段，当变形 量达到一定值 (大于 20%)，TRIP 效应减弱并逐渐 消失，此时组织由少量残余奥氏体加大量铁素体和 10%左右的马氏体组成. 随后的强化主要由马氏体 强化及铁素体中的位错增殖来提供，强化较前一阶 段明显，出现明显的强化台阶. 值得注意的是，铁 素体与马氏体对塑性的贡献不同. 研究双相钢的文 献认为，较软的铁素体先发生塑性变形，铁素体中 的位错不断增殖，相互缠结并相互作用，在铁素体 和马氏体的相界面不断塞积，而此时马氏体保持弹 性变形，当相界面的集中应力达到一定值时，部分 马氏体开始塑性变形，使相界面的应力得到松弛， 随着变形的增加，发生塑性变形的马氏体比例也在 增加 [16] . 对比图 3 中不同工艺条件下的应力 − 应 变曲线可以知道，温轧退火由于产生更多的残余奥 氏体，从而使得 TRIP 效应持续时间更长，为获得 高强高塑性提供了可能，而且 600 ℃温轧退火后效 果更加明显. 3 结论 (1) 采用温轧显著降低了轧制过程中材料的 变形抗力和轧制力， 对热轧马氏体中锰钢进行 600 ℃温轧及退火实验，残余奥氏体的体积分数可 达到 15.47%，从而获得抗拉强度 859 MPa 和延伸 率 36%的优异力学性能. (2) 在中锰钢拉伸变形过程中，残余奥氏体体 积分数与真应变之间满足 Vγ(ε) = Vγ(0)e−Sε 的关 系，其奥氏体稳定性因子为 7.01. 另外，形变过程 中尺寸较大的逆转变奥氏体由于稳定性相对较差， 在拉伸过程中优先发生转变产生 TRIP 效应. (3) 中锰钢的良好塑性和强度匹配主要来源于 稳定的残余奥氏体和超细晶铁素体两部分. 拉伸变 形前期，锯齿状流变应力现象明显，稳定的残余奥 氏体提供持续的 TRIP 效应来提高塑性；拉伸变形 后期，TRIP 效应消失，超细晶铁素体和马氏体发 生塑性变形，马氏体强化及铁素体中的位错强化成 为主要强化方式. 参 考 文 献 [1] Dong H, Cao W Q, Shi J, et al. Microstructure and per￾formance control technology of the 3rd generation auto sheet steels. Iron Steel, 2011, 46(6): 1 (董瀚, 曹文全, 时捷, 等. 第 3 代汽车钢的组织与性能调控 技术. 钢铁, 2011, 46(6): 1) [2] Dong H, Wang M Q, Weng Y Q. Performance improve-

第11期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 ·1471· ment of steels through M3 structure control.Iron Steel, 59(10):4002 2010,45(7):1 [10]De Moor E,Matlock D K,Speer J G,et al.Austenite sta- (董瀚，王毛球，翁宇庆.高性能钢的M3组织调控理论与 bilization through manganese enrichment.Scripta Mater, 技术.钢铁，2010,45(7)：1) 2011,64(2):185 [3]Shi J,Sun X J,Wang M Q,et al.Enhanced work- [11]Xiong Z L,Cai Q W,Jiang H T,et al.Research on me- hardening behavior and mechanical properties in ultrafine- chanical stability of austenite in TRIP steels.J Mater grained steels with large-fractioned metastable austenite Eng,2011(3):11 Scripta Mater,2010,63(8):815 (熊自柳，蔡庆伍，江海涛，等.TRIP钢中奥氏体的力学稳 [4]Li N,Shi J,Wang C Y,et al.Effect of annealing time on 定性研究.材料工程，2011(3)少：11) microstructure and mechanical properties of a cold rolled [12]Wang Y M,Chen M W,Zhou F H,et al.High tensile medium manganese steel.Trans Mate Heat Treat,2011, ductility in a nanostructured metal.Nature,2002,419: 32(8):74 912 (李楠，时捷王存宇，等.两相区退火时间对冷轧中锰钢组 [13]Park K T,Lee Y k,Shin D H,et al.Fabrication of ultra- 织和力学性能的影响.材料热处理学报，2011,32(8)：74) [5]Asoo K,Tomota Y,Harjo S,et al.Tensile behavior of fine grained ferrite/martensite dual phase steel by severe plastic deformation.ISIJ Int,2005,45(5):750 a TRIP-aided ultra-fine grained steel studied by neutron diffraction.ISIJ Int,2011,51(1):145 [14]Tian Z Q.The Research of Strengthening and Plasticity [6]Zhou Y.Material Analysis.3rd Ed.Beijing:China Ma- Mechanism and Annealing Processing of High Strength chine Press,2011 Dual Phase Steel [Dissertation].Beijing:University of (周玉.材料分析方法.3版.北京：机械工业出版社，2011) Science and Technology Beijing,2009 [7]Wang S G,Wang X,Hua L X,et al.Relationship be- (田志强。高强度双相钢的退火工艺及强塑性机理研究学 tween retained austenite and strain for Si-Mn TRIP steel. 位论文].北京：北京科技大学，2009) J Univ Sci Technol Beijing,1995,2(1):7 [15]Zhang Y G.Study on Heat Treatment and Stability of [8]He Z P,He Y L,Gao Y,et al.Mechanical stability Retained Austenite of Hot Dip Galvanized TRIP-Aided of retained austenite in low-silicon,non-aluminum and Cold-Rolled Steel [Dissertation].Beijing:University of medium-carbon TRIP steels.Trans Mater Heat Treat, Science and Technology Beijing.2010 2011,32(Suppl1):41 (张宇光.冷轧热镀锌TIP钢热处理工艺及其奥氏体稳 (何忠平，何燕霖，高毅，等.低硅无铝中碳TRP钢中残留 定性的研究[学位论文].北京：北京科技大学，2010) 奥氏体的机械稳定性.材料热处理学报，2011,32（增刊1：[16 Kuang S,Kang Y L,YuH,etal.Strain-hardening char- 41) acteristics of a cold rolled C-Si-Mn dual phase steel.J [9]Luo H W,Shi J,Wang C,et al.Experimental and numer- Mater Eng,2009(2):11 ical analysis on formation of stable austenite during the (邝霜，康永林，于浩，等.C-Si-Mn冷轧双相钢的应变硬化 intercritical annealing of 5Mn steel.Acta Mater,2011, 特性.材料工程，2009(2：11)

第 11 期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1471 ·· ment of steels through M3 structure control. Iron Steel, 2010, 45(7): 1 (董瀚, 王毛球, 翁宇庆. 高性能钢的 M3 组织调控理论与 技术. 钢铁, 2010, 45(7): 1) [3] Shi J, Sun X J, Wang M Q, et al. Enhanced work￾hardening behavior and mechanical properties in ultrafine￾grained steels with large-fractioned metastable austenite. Scripta Mater, 2010, 63(8): 815 [4] Li N, Shi J, Wang C Y, et al. Effect of annealing time on microstructure and mechanical properties of a cold rolled medium manganese steel. Trans Mate Heat Treat, 2011, 32(8): 74 (李楠, 时捷, 王存宇, 等. 两相区退火时间对冷轧中锰钢组 织和力学性能的影响. 材料热处理学报, 2011, 32(8): 74) [5] Asoo K, Tomota Y, Harjo S, et al. Tensile behavior of a TRIP-aided ultra-fine grained steel studied by neutron diffraction. ISIJ Int, 2011, 51(1):145 [6] Zhou Y. Material Analysis. 3rd Ed. Beijing: China Ma￾chine Press, 2011 (周玉. 材料分析方法. 3 版. 北京: 机械工业出版社, 2011) [7] Wang S G, Wang X, Hua L X, et al. Relationship be￾tween retained austenite and strain for Si-Mn TRIP steel. J Univ Sci Technol Beijing, 1995, 2(1): 7 [8] He Z P, He Y L, Gao Y, et al. Mechanical stability of retained austenite in low-silicon, non-aluminum and medium-carbon TRIP steels. Trans Mater Heat Treat, 2011, 32(Suppl 1): 41 (何忠平, 何燕霖, 高毅, 等. 低硅无铝中碳 TRIP 钢中残留 奥氏体的机械稳定性. 材料热处理学报, 2011, 32(增刊 1): 41) [9] Luo H W, Shi J, Wang C, et al. Experimental and numer￾ical analysis on formation of stable austenite during the intercritical annealing of 5Mn steel. Acta Mater, 2011, 59(10): 4002 [10] De Moor E, Matlock D K, Speer J G, et al. Austenite sta￾bilization through manganese enrichment. Scripta Mater, 2011, 64(2): 185 [11] Xiong Z L, Cai Q W, Jiang H T, et al. Research on me￾chanical stability of austenite in TRIP steels. J Mater Eng, 2011(3): 11 (熊自柳, 蔡庆伍, 江海涛, 等. TRIP 钢中奥氏体的力学稳 定性研究. 材料工程, 2011(3): 11) [12] Wang Y M, Chen M W, Zhou F H, et al. High tensile ductility in a nanostructured metal. Nature, 2002, 419: 912 [13] Park K T, Lee Y k, Shin D H, et al. Fabrication of ultra- fine grained ferrite/martensite dual phase steel by severe plastic deformation. ISIJ Int, 2005, 45(5): 750 [14] Tian Z Q. The Research of Strengthening and Plasticity Mechanism and Annealing Processing of High Strength Dual Phase Steel [Dissertation]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2009 (田志强. 高强度双相钢的退火工艺及强塑性机理研究 [学 位论文]. 北京: 北京科技大学, 2009) [15] Zhang Y G. Study on Heat Treatment and Stability of Retained Austenite of Hot Dip Galvanized TRIP-Aided Cold-Rolled Steel [Dissertation]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2010 (张宇光. 冷轧热镀锌 TRIP 钢热处理工艺及其奥氏体稳 定性的研究 [学位论文]. 北京: 北京科技大学, 2010) [16] Kuang S, Kang Y L, Yu H, et al. Strain-hardening char￾acteristics of a cold rolled C-Si-Mn dual phase steel. J Mater Eng, 2009(2)：11 (邝霜, 康永林, 于浩, 等. C-Si-Mn 冷轧双相钢的应变硬化 特性. 材料工程, 2009(2): 11)