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.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