·466 北京科技大学学报 第35卷 TWP钢在形变过程中各种强化因素的发挥，而层 钢硬化机制的认识，本文通过研究FeMn-Si-Al系 错能的控制方法主要集中在对成分控制的基础上。 列和Fe-Mn-C系列两种不同系列TWIP钢的变形 基于层错能控制的考虑，目前TWIP钢的研发体系 特性和微观结构，对其进一步的研发设计和未来的 是建立在高Mn含量的基础上. 工业应用提供理论基础. 现有的对TWIP钢的形变和强化机制的研究 1材料与方法 表明，孪晶形成之前必须形成必要的位错和滑移， 1.1材料制备 位错、层错的塞积以及孪晶间的交互作用是引起 实验材料采用FeMn-Si-Al和Fe-Mn-C两种不 材料强度的提高的共同原因.Allain、Grassel和 Bouaziz等2-5曾建立模型说明Fe-22Mn-0.6C系 同成分体系的汽车用TWIP钢板，成分体系如表1 所示，板料热处理和加工工艺如下 TWIP钢性能与TWIP效应之间的关系，并建立 (1)FeMn-C系.热轧工艺流程：初轧温度1050 物理模型来解释TWIP钢高加工硬化速率的产生 ℃，终轧温度975℃，热轧板厚4.0mm.空冷至600 是由于形变孪晶对位错滑移的阻塞作用而产生.但 是，在Idrissi等6的研究中，他们认为在在形变 ℃卷取随炉冷却.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷 发生的早期阶段，孪晶当中观察到的弗兰克不全 轧，冷轧至1.8mm进行中间退火，退火温度950 ℃保温30min,退火后继续冷轧至1.2mm.退火工 位错对孪晶的增殖和稳定起到了重要的作用，这 艺：1000℃保温10min. 些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对TWIP 钢表现出的高强度也有着极为重要的贡献.Gl (2)FeMn-Si-Al系.热轧工艺流程：初轧温度 1100℃，终轧温度900℃，热轧板厚度5.0mm.热 Sevillanol7通过研究TWIP钢的真应变应力曲线和 奥氏体徽观组织，认为硬化机理是由于在形变过程 轧后空冷.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷轧至3 mm,在870℃进行中间软化退火，然后再次进行酸 中，奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割，以及形变孪晶 洗，将冷轧板进行多个道次轧制至1.2mm.退火工 和位错滑移的交互作用.总体来说，TWIP钢所体 艺：930℃保温20min. 现的高加工硬化能力是由于位错、交滑移、孪晶等 多因素共同作用产生的，但各因素发挥作用的强弱 表1两种TWIP钢的化学成分（质量分数） 并无定论，也缺少对形变过程全流程的组织变化描 Table 1 Chemical composition of the two series TWIP steels 述.这种描述对TWIP钢的硬化机理和形变机制的 % 体系 深层次研究更有利，也对TWIP钢的应用提供理论 Mn Si Al C S P Fe FeMn-Si-A129.042.9502.7800.0400.0120.006余量 依据.由于汽车冲压部件的复杂形变状态，材料的 Fe-Mn-C 23.50 一0.5600.0120.006余量 形变过程和各部分的组织状态皆不相同，涵盖了各 种变形状态，而针对TWIP钢在此方面的研究尚无 1.2 室温拉伸试验 文献报道.因此，有必要对TWIP钢不同应变状态 拉伸试验是在室温下采用2×10-3s1应变速 下的微观组织对其硬化机制和材料性能进行研究. 率进行的，将板料沿轧制方向线切割为50mm标距 根据调查汇总，目前汽车用TWIP钢的研究和商业 的拉伸试样，分别将试样在材料试验机上进行真应 化试制工作主要集中在FeMn-Si-Al和FeMn-C这 变为0.02、0.05、0.10、0.15、0.20、0.30和0.40的室 两种成分体系上，因此本文主要探讨这两种成分体 温拉伸和完全拉至断裂，以备透射电镜(TEM)观 系的TWIP钢.对比现有的汽车用高强钢，TWIP 察.两种系列的基本力学性能如表2所示.由表2 钢高强度和优异成形性能的有效结合，使该钢种适 可知两种体系的TWIP钢在具有较高强度的同时 用于各种结构和车体安全部件如A柱、B柱和纵梁. 能够保持较大的延伸率，因此有很高的强塑积.Fe 从材料应用角度考虑，汽车用TWIP钢的高强度 Mn-C系的抗拉强度较Fe-Mn-Si-Al系强，而且其延 (≥600MPa)和高延伸率（≥60%）特性会导致其加 伸率也略高，同时Fe-Mn-C系加工硬化指数n也 工硬化系数较大.为了加深对高Mn奥氏体TWIP 比较大 表2两个系列TWIP钢试样的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the two series TWIP steels 体系 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 断后延伸率/%加工硬化指数 屈强比 强塑积/(MPa%) Fe-Mn-Si-Al 307 690 65 0.32 0.445 44850 Fe-Mn-C 260 830 70 0.36 0.313 58100· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 钢在形变过程 中各种强化因素的发挥 , 而层 错能 的控制 方法主要集中在对成分控制的基础上 基于层错能控制的考虑 , 目前 钢 的研发体系 是建立在高 含量的基础上 现有的对 钢 的形变和强化机制的研究 表 明, 孪 晶形成之前必须形成必要的位错和滑移 , 位错 、 层错 的塞积 以及孪晶间的交互作用 是引起 材料 强度 的提 高的共 同原 因 、 舫 和 等 一“ 曾建立模型说明 凡一咒 一 系 钢性 能与 效应之间的关系 , 并建立 物理模型来解释 钢高加工硬化速率 的产生 是 由于形变孪 晶对位错滑移的阻塞作用而产生 但 是, 在 等 同 的研 究中, 他们认为在在形变 发生的早期阶段, 孪 晶当 中观察到的弗兰克不全 位错对孪 晶的增殖和稳定起到 了重要的作用 , 这 些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对 钢表 现 出的高 强度 也有着极为重要 的贡献 通过研究 钢 的真应变应力 曲线和 奥氏体微观组织, 认为硬化机理是 由于在形变过程 中, 奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割, 以及形变孪晶 和位错滑移的交互作用 总体来说, 钢所体 现的高加工硬化能力是 由于位错 、交滑移 、孪 晶等 多因素共 同作用产生的, 但各 因素发挥作用的强弱 并无定论 , 也缺少对形变过程全流程的组织变化描 述 这种描述对 钢的硬化机理和形变机制的 深层次研究更有利 , 也对 钢 的应用提供理论 依据 由于汽车冲压部件 的复杂形变状态 , 材料 的 形变过程和各部分的组织状态皆不相 同, 涵盖了各 种变形状态 , 而针对 钢在此方面的研究尚无 文献报道 因此 , 有必要对 钢不同应变状态 下的微观组织对其硬化机制和材料性 能进行研究 根据调查汇总, 目前汽车用 钢 的研究和商业 化试制工作主要集中在 一 和 一 一 这 两种成分体系上 , 因此本文主要探讨这两种成分体 系的 钢 对 比现有的汽车用高强钢 , 钢高强度和优异成形性能的有效结合, 使该钢种适 用于各种结构和车体安全部件如 柱 、 柱和纵梁 从材料应用角度考虑 , 汽车用 钢 的高强度 知 和高延伸率 特性会导致其加 工硬化系数较大 为了加深对高 奥 氏体 钢硬化机制 的认识 , 本文通过研究 一 一 系 列和 一 一 系列两种不 同系列 钢 的变形 特性和微观结构 , 对其进一步的研发设计和未来的 工业应用提供理论基础 材料与方法 材料制备 实验材料采用 一 一一 和 一 一 两种不 同成分体系 的汽车用 钢板 , 成分体系如表 所示 , 板料热处理和加工工艺如下 一 一 系 热轧工艺流程 初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚 空冷至 ℃卷取随炉冷却 冷轧工艺流程 热轧板酸洗后冷 轧 , 冷轧至 ` 进行中间退火 , 退火温度 ℃保温 , 退火后继续冷轧至 , 退火工 艺 保温 一 一 系 热轧工艺流程 初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚度 热 轧后空冷 冷轧工艺流程 热轧板酸洗后冷轧至 , 在 ℃进行中间软化退火 , 然后再次进行酸 洗 , 将冷轧板进行多个道次轧制至 退火工 艺 保温 · 表 两种 钢的化学成分 质量分数 妞 体系 卜 一 一 习 刀 余量 卜 一 一 一 石 刀 余量 室温拉伸试验 拉伸试验是在室温下采用 一“ 、一`应变速 率进行的, 将板料沿轧制方 向线切割为 标距 的拉伸试样, 分别将试样在材料试验机上进行真应 变为 、 、 、 、 、 和 的室 温拉伸和完全拉至断裂 , 以备透射 电镜 观 察 两种系列 的基本力学性能如表 所示 由表 可知两种体系的 钢在具有较高强度 的同时 能够保持较大的延伸率, 因此有很高的强塑积 一 系的抗拉强度较 一 一 一 系强, 而且其延 伸率也略高, 同时 一 一 系加工硬化指数 也 比较大 表 两个系列 钢试样的力学性能 体系 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率 加工硬化指数 一 一 一 ︸ ︵匕一 一 一 屈 强 比 强塑积 ·