北京科技大学学报 第35卷 ,468 过程.这两种TWIP钢的屈强比低于0.4，表现出 观组织演变和硬化机理，接下来通过透射电镜观察 了既易发生塑性变形，同时又能通过其优良的加工 TWIP钢的微观组织状态，对TWIP钢变形五个阶 硬化能力达到很高的强度的特点.通过对真应力 段的内部结构和组织变化进行详细分析， 应变曲线进行式(6)所示的数学处理，可得到真应 7500 力应变曲线的瞬时形变硬化指数nm的曲线，如 图1中插图所示.从这两种TWIP钢的nm值的 36000 第一阶段 结果和表2中n值的比较来看，虽然其总体上n 4500 值仅为0.32~0.36，与一般高强钢差别不大，但其在 第二阶段 第四阶段第五阶段 拉伸变形过程中nm值从0.15~0.20缓慢增长到了 ☒3000 、第三阶段 e-Mn-C 0.60.8,也就是说在不同变形阶段该类材料表现出 500 Fe-Mn-Si-Al 了差异显著的n值，即多n行为.多n行为暗示着 这类材料在不同的变形阶段，强化机制会有较大差 00.000050i0050200.250300.35可.40 别. 真应变 图2两种TWIP钢真应变对加工硬化系数日的影响 1400 Fig.2 Effects of strain on the work hardening coefficient of 1200 the two series TWIP steels Fe-Mn-C 1000 0 第一阶段：真应变量为00.03.图3为Fe-Mn- 800 0.1 Fe-MnSi-Al Si-A1TWIP钢在真应变为0.02时的透射电镜像.从 600 图3(a)观察，奥氏体基体中可以观察到平直的孪晶 400 界（可由图3(b)衍射斑证明）.层错和处在李晶界 200 附近的少量位错，由对图3(a)局部放大的图3(b) 00000d50i00i50200.25030035040 所示可以观察到位错未塞积.TWIP钢中存在着两 真应变 种不同类型的孪晶一由热处理引发的退火孪晶 和在形变中产生的形变孪晶，最初的形变孪晶在退 图1两种TWIP钢的真应力-应变曲线和真应变对瞬时形变 火李晶所在的晶粒内产生，两种孪晶形式无显著区 硬化速率nm的影响 Fig.1 True stress-strain curves and effects of true strain on 别.在应变量较小时，形变孪晶尚未产生，而退火孪 the momentary work hardening index nmof the two series 晶的数量也少，材料的整体硬化行为并不依赖于孪 TWIP steels 晶，而是依赖于晶界和退火孪晶对位错的阻碍作用. 在TWIP钢中，奥氏体晶界对位错滑移具有阻碍作 对图1中两种TWIP钢的真应力-应变曲线进 用，晶粒内的滑移线止于晶界：同时，不均匀分布却 行式（⑤）所述的数学处理可得到其加工硬化系数随 贯穿整个晶粒的退火孪晶也会阻碍位错的滑移.位 真应变的变化曲线，如图2所示.由图2可以看出， 错随着应变的进行不断增殖，滑移是其主要方式， 随着变形量的增加，可将曲线按照其变化趋势分为 由于退火孪晶片层的间距较大，位错的滑移过程在 五个不同阶段.在第一阶段（真应变e为00.03）， 一定范围里不受退火李晶的阻碍，而且在形变初期 随着外力的加载，加工硬化系数急剧下降，到阶段 且晶粒内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切 末期下降趋势变缓且出现该阶段最低点；在第二阶 割的形变孪晶，因而两种类型的TVIP钢的加工硬 段（真应变e为0.030.08），加工硬化系数经过一 化系数和瞬时加工硬化指数的曲线较为光滑.这个 段缓慢的升高后趋于稳定：在第三阶段（真应变ε阶段的变形以位错为主 为0.08~0.13)，加工硬化系数持续降低；在第四阶 第二阶段：真应变量在0.030.08之间.图4(a) 段（真应变e为0.130.22），加工硬化系数降低的幅 是Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢在真应变为0.05时的透 度明显低于第三阶段，其变化较为平缓；在第五阶 射电镜像，图4(b)是Fe-Mn-C系TWIP钢在真应变 段（真应变ε≥0.22），随着变形的继续，加工硬化系 为0.05时的透射电镜像.由两图可观测到两个系列 数明显降低，其降低的趋势明显大于第三、四阶段. TWIP钢孪晶片层间的位错，位错被李晶界阻挡， 2.2微观结构分析 但前者的位错密度较后者稀疏得多.在这个阶段晶 为了进一步阐明加工硬化不同时期材料的微 粒内产生了大量的平面位错和层错，位错数量上的4 6 8 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 过程 这两种 钢 的屈强比低于 , 表现 出 了既易发生塑性变形, 同时又能通过其优 良的加工 硬化能力达到很高的强度的特 点 通过对真应力 应变 曲线进行式 所示的数学处理, 可得到真应 力一应变 曲线的瞬时形变硬化指数 的曲线 , 如 图 中插图所示 从这两种 钢的 二 值的 结果和表 中 值的比较来看 , 虽然其总体上 值仅为 , 与一般高强钢差别不大, 但其在 拉伸变形过程中 值从 缓慢增长到 了 、 , 也就是说在不同变形阶段该类材料表现 出 了差异显著的 值 , 即多 行为 多 行为暗示着 这类材料在不 同的变形阶段, 强化机制会有较大差 别 观组织演变和硬化机理, 接下来通过透射 电镜观察 钢的微观组织状态 , 对 钢变形五个阶 段的内部结构和组织变化进行详细分析 一 ' 纂嵘汉黝刽栩屯一卜 一 几价 真应变 图 两种 钢真应变对加工硬化系数 口的影响 〕 、 刀 刀 忍 卫 召 注 真应变 。 匀斌只层记 图 两种 钢 的真应力一应变曲线和真应变对瞬时形变 硬化速率 的影响 肠 一 九 、 对 图 中两种 钢的真应力 一应变 曲线进 行式 所述的数学处理可得到其加工硬化系数随 真应变的变化 曲线 , 如图 所示 由图 可以看 出, 随着变形量的增加 , 可将 曲线按照其变化趋势分为 五个不 同阶段 在第一阶段 真应变 `为 。、 , 随着外力的加载, 加工硬化系数急剧下降, 到阶段 末期下降趋势变缓且出现该阶段最低 点 在第二阶 段 真应变 ` 为 、 , 加工硬化系数经过一 段缓慢 的升高后趋于稳定 在第三阶段 真应变 为 、 , 加工硬化系数持续 降低 在第四阶 段 真应变 为 咒 , 加工硬化系数降低的幅 度明显低于第三阶段 , 其变化较为平缓 在第五阶 段 真应变 ` 咒 , 随着变形的继续, 加工硬化系 数 明显 降低, 其 降低的趋势 明显大于第三 、四阶段 微观结构分析 为了进一步阐 明加工硬化不 同时期材料 的微 第一阶段 真应变量为 。、 图 为 一 一 钢在真应变为 时的透射 电镜像 从 图 观察, 奥 氏体基体 中可以观察到平直的孪晶 界 可 由图 衍射斑证明 层错和处在孪晶界 附近的少量位错 , 由对 图 局部放大 的图 所示可以观察到位错未塞积 钢中存在着两 种不同类型的孪晶 — 由热 处理引发的退火孪晶 和在形变中产生的形变孪晶, 最初的形变孪 晶在退 火孪晶所在的晶粒内产生, 两种孪晶形式无显著区 别 在应变量较小时, 形变孪 晶尚未产生, 而退火孪 晶的数量也少, 材料的整体硬化行为并不依赖于孪 晶, 而是依赖于晶界和退火孪 晶对位错的阻碍作用 在 钢中, 奥 氏体晶界对位错滑移具有阻碍作 用 , 晶粒 内的滑移线止于晶界 同时, 不均匀分布却 贯穿整个晶粒 的退火孪晶也会阻碍位错的滑移 位 错 随着应变 的进行不 断增殖 , 滑移是其主要方式, 由于退火孪 晶片层的间距较 大, 位错的滑移过程在 一定范 围里不受退火孪晶的阻碍 , 而且在形变初期 且晶粒 内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切 割的形变孪晶, 因而两种类型的 钢的加工硬 化系数和瞬时加工硬化指数的 曲线较为光滑 这个 阶段的变形 以位错为主 第二阶段 真应变量在 之间 图 是 一 一 一 系 钢在真应变为 时的透 射电镜像 , 图 是 一 一 系 钢在真应变 为 时的透射 电镜像 由两 图可观测到两个系列 钢孪晶片层间的位错 , 位错被孪晶界阻挡 , 但前者的位错密度较后者稀疏得多 在这个阶段晶 粒 内产生了大量的平面位错和层错 , 位错数量上的