.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-