·1026* 北京科技大学学报 第34卷 时n值最高.1"实验钢的瞬时n值在应变开始的很 远处所采集的电子背散射衍射取向成像图.对比图 长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值；而2实 5中各图，并结合图1(a),可以看出，位于贝氏体板 验钢的瞬时值却在应变早期就达到了最大值，之 条间的长条状及较大的多边形残余奥氏体、铁素体 后较为缓慢的下降：3"实验钢的瞬时n值峰值出现 间较大的残余奥氏体、铁素体及贝氏体晶界处的残 在最开始，之后随着真应变变化缓慢下降，整体一直 余奥氏体已基本转变成马氏体，只有少量的位于贝 处于较低的水平. 氏体板条之间、铁素体晶间的多边形细小残余奥氏 0.30 体未发生转变.在2"及3实验钢的电子背散射衍射 0.27 取向成像图中也观察到了类似的结果.从残余奥氏 0.24 体这个角度来看，如图1(a)、图2(a)及2(b),残奥 0.21 的分布位置基本上没有区别：另外，三种实验钢均采 0.18 用模拟卷取工艺，虽然模拟卷取的温度不一样，但碳 0.12 3 的扩散时间都是非常充足的，因此三种实验钢中的 0.095* 残余奥氏体都能残留到室温而不发生马氏体转变. 006f 不同的是残余奥氏体的量有所区别，2”实验钢中的 0.03 残余奥氏体量最多，但其延伸率却比1·实验钢的延 060.030.060.090.120.150.180.210.24 真应变 伸率差.这说明热轧TRP钢的塑性并不单由残余 图4实验钢的n值随真应变变化曲线 奥氏体的含量来决定，与三相组织的配合亦有很大 Fig.4 Change of strain-hardening coefficient n with true strain for 关系 the experimental steels Zaefferer等周指出，高的贝氏体转变温度将导 2.3相组成与力学性能关系 致贝氏体铁素体中的位错密度降低，软化铁素体板 TRP钢的高强度来自于马氏体、贝氏体和合金 条，从本实验的相区分图结果也证实了这一点.由 元素固溶强化的共同贡献，高塑性依赖于残余奥氏 表1可以看出，1实验钢的屈服强度低于3”实验钢， 体、贝氏体和铁素体三相组织的优势互补，优异的性 高于2"实验钢，抗拉强度均低于2"和3实验钢，但 能与三相组织的联合作用有关图.由于三个样品是 是延伸率明显高于其他两种实验钢.在只有卷取温 同一炉真空治炼，故其化学成分是一样的，可以排除 度不同的情况下，贝氏体铁素体的含碳量与奥氏体 合金元素所导致的力学性能差异.卷取条件是影响 的含量成反比，3实验钢中奥氏体含量最少，贝氏体 热轧TP钢的重要因素之一⑨.因卷取温度不同， 铁素体的含碳量较高，因此提高了贝氏体铁素体的 1·、2"实验钢都获得了高的抗拉强度与极好的延伸 强度，获得了较高的屈服及抗拉强度，但同时也影响 率，而3实验钢的综合力学性能较差 了延伸率值，3"实验钢延伸率较低.2”实验钢强塑 图5为1"实验钢拉伸断口处及离拉伸断口略 积高于3实验钢，这是由于2”实验钢中存在大量的 (a) d 20m 20m 图5400℃模拟卷取样品拉伸断口电子背散射衍射处理结果.(a)相区分图：(b)反极图取向成像图：(c)衬度图：()相邻试样相区分图： ()相邻试样反极图取向成像图 Fig.5 EBSD results of tensile fracture samples at the coiling temperature of 400 C:(a)color-coded phase map;(b)IPF map:(c)band contrast map:(d)color-coded phase map of the adjacent sample:(IPF map of the adjacent sample北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 时 n 值最高． 1# 实验钢的瞬时 n 值在应变开始的很 长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值; 而 2# 实 验钢的瞬时 n 值却在应变早期就达到了最大值，之 后较为缓慢的下降; 3# 实验钢的瞬时 n 值峰值出现 在最开始，之后随着真应变变化缓慢下降，整体一直 处于较低的水平． 图 4 实验钢的 n 值随真应变变化曲线 Fig． 4 Change of strain-hardening coefficient n with true strain for the experimental steels 图 5 400 ℃模拟卷取样品拉伸断口电子背散射衍射处理结果 . ( a) 相区分图; ( b) 反极图取向成像图; ( c) 衬度图; ( d) 相邻试样相区分图; ( e) 相邻试样反极图取向成像图 Fig． 5 EBSD results of tensile fracture samples at the coiling temperature of 400 ℃ : ( a) color-coded phase map; ( b) IPF map; ( c) band contrast map; ( d) color-coded phase map of the adjacent sample; ( e) IPF map of the adjacent sample 2. 3 相组成与力学性能关系 TRIP 钢的高强度来自于马氏体、贝氏体和合金 元素固溶强化的共同贡献，高塑性依赖于残余奥氏 体、贝氏体和铁素体三相组织的优势互补，优异的性 能与三相组织的联合作用有关［8］． 由于三个样品是 同一炉真空冶炼，故其化学成分是一样的，可以排除 合金元素所导致的力学性能差异． 卷取条件是影响 热轧 TRIP 钢的重要因素之一［9］． 因卷取温度不同， 1# 、2# 实验钢都获得了高的抗拉强度与极好的延伸 率，而 3# 实验钢的综合力学性能较差． 图 5 为 1# 实验钢拉伸断口处及离拉伸断口略 远处所采集的电子背散射衍射取向成像图． 对比图 5 中各图，并结合图 1( a) ，可以看出，位于贝氏体板 条间的长条状及较大的多边形残余奥氏体、铁素体 间较大的残余奥氏体、铁素体及贝氏体晶界处的残 余奥氏体已基本转变成马氏体，只有少量的位于贝 氏体板条之间、铁素体晶间的多边形细小残余奥氏 体未发生转变． 在 2# 及 3# 实验钢的电子背散射衍射 取向成像图中也观察到了类似的结果． 从残余奥氏 体这个角度来看，如图 1( a) 、图 2( a) 及 2( b) ，残奥 的分布位置基本上没有区别; 另外，三种实验钢均采 用模拟卷取工艺，虽然模拟卷取的温度不一样，但碳 的扩散时间都是非常充足的，因此三种实验钢中的 残余奥氏体都能残留到室温而不发生马氏体转变． 不同的是残余奥氏体的量有所区别，2# 实验钢中的 残余奥氏体量最多，但其延伸率却比 1# 实验钢的延 伸率差． 这说明热轧 TRIP 钢的塑性并不单由残余 奥氏体的含量来决定，与三相组织的配合亦有很大 关系． Zaefferer 等［3］指出，高的贝氏体转变温度将导 致贝氏体铁素体中的位错密度降低，软化铁素体板 条，从本实验的相区分图结果也证实了这一点． 由 表 1 可以看出，1# 实验钢的屈服强度低于 3# 实验钢， 高于 2# 实验钢，抗拉强度均低于 2# 和 3# 实验钢，但 是延伸率明显高于其他两种实验钢． 在只有卷取温 度不同的情况下，贝氏体铁素体的含碳量与奥氏体 的含量成反比，3# 实验钢中奥氏体含量最少，贝氏体 铁素体的含碳量较高，因此提高了贝氏体铁素体的 强度，获得了较高的屈服及抗拉强度，但同时也影响 了延伸率值，3# 实验钢延伸率较低． 2# 实验钢强塑 积高于 3# 实验钢，这是由于 2# 实验钢中存在大量的 ·1026·