·312 北京科技大学学报 第36卷 传统TRP钢中亚稳奥氏体发挥TRP效应要求碳 20 1.2 10 的质量分数大于1.2%，奥氏体中碳的质量分数较 6 1.0 低可能是实验钢奥氏体不稳定的根本原因.从图9 14 0.8 残奥随真应变的变化可以看出，真应变7.7%时， 6 82%残奥发生转变，残余奥氏体不稳定.真应变ε> 0.6 8 7.7%直至断裂，只有不到10%残余奥氏体发生转 6 ·-残奥体积分数 ·C质量分数 变，说明后期TP效应很弱，塑性的提供归因于晶 2 -Mn质量分数 0.2 粒的细化.晶粒越细，单位体积内晶粒越多，形变时 0 580 600 同样的形变量可分散到更多的晶粒中，产生较均匀 620606060700728 退火温度℃ 的形变而不会造成局部应力过度集中，引起裂纹的 图8实验钢不同退火温度下奥氏体的体积分数和奥氏体中C、 过早产生与发展.纳米晶时，晶界迁移和晶体转动 Mn的质量分数 Fig.8 Volume fraction of retained austenite in the experimental steel 成为提供塑性的主要机理.细小晶粒间的迁移和转 at different intercritical annealing temperatures and mass fraction of C 动引起应力松弛，减少应力集中，从而提供较高的塑 and Mn in retained austenite 性.另外，亚稳奥氏体转变的马氏体粒子细小、分散 和均匀分布，使裂纹不易扩展，也有利于塑性的提 100 高.所以，e<7.7%时，超细晶和TRP效应共同提 80 供塑性；当ε>7.7%直至断裂时，超细晶间的协调 60 机制提供实验钢的高塑性.整个形变过程中，亚稳 奥氏体的TRP效应和超细晶铁素体（马氏体）共同 提供实验钢的塑性 20 10 15 20 真应变% 图9实验钢残奥随真应变的变化 Fig.9 Volume fraction of retained austenite in the experimental steel vs.true strain 状现象称为PLC效应.这种现象被认为与位错 滑动及固溶原子迁移之间的动态作用有关，即动态 应变时效机制.实验钢应变过程中发生位错运动， 图7650℃退火3min实验钢残余奥氏体中的李品组织 而位错周围为M原子富集区，C原子受到位错附 Fig.7 Twin in the retained austenite of the experimental steel 近高应变能的影响，被吸引过来形成气团，从而降低 annealed at 650 C for 3 min 应变能并对位错起到钉扎作用.外力作用时，位错 2.4加工硬化行为 启动要拆散若干C-M原子对强键，消耗更多的能 650℃保温3min实验中锰钢与传统TRP钢真 量，应力上升，位错启动后应力下降.微观上大量位 实应力一应变曲线和加工硬化指数n值与真应变的 错的“钉扎”“脱钉”行为在宏观上表现为锯齿形流 关系如图10所示.与传统TRP钢比较，实验钢的 变现象. 实验中锰钢的加工硬化曲线不同于传统 真实应力一应变曲线没有明显的屈服平台.屈服时 TRP钢，这可能与残余奥氏体的转变速度有关. 首先要使滑移系启动，发生位错运动，一方面，需要 实验钢残余奥氏体不稳定发生突发式转变，而传 拆散若干C-Mn原子对强键，消耗更多的能量，因而 统TRIP钢TRIP效应的发挥要求残余奥氏体发 Fe-MnC原子偏聚区对滑移系启动的强烈阻滞效 生渐进式转变.实验钢加工硬化分为三个阶段 应和对位错运动的阻碍作用是造成屈服不明显的可 0<ε<4%时，加工硬化指数n维持在较低水平 能原因之一的：另一方面，细小晶粒间的迁移和转 且出现抖动现象；真应变ε为4%时，可见己有 动引起应力松弛，应力集中减少，阻滞位错启动，也 82%的残余奥氏体转变为马氏体，如图9所示 使屈服现象不明显.应力一应变曲线上出现的锯齿 ￡<4%时，加工硬化指数并不大，马氏体的加工北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 传统 TＲIP 钢中亚稳奥氏体发挥 TＲIP 效应要求碳 的质量分数大于 1. 2% ，奥氏体中碳的质量分数较 低可能是实验钢奥氏体不稳定的根本原因． 从图 9 残奥随真应变的变化可以看出，真应变 7. 7% 时， 82% 残奥发生转变，残余奥氏体不稳定． 真应变 ε ＞ 7. 7% 直至断裂，只有不到 10% 残余奥氏体发生转 变，说明后期 TＲIP 效应很弱，塑性的提供归因于晶 粒的细化． 晶粒越细，单位体积内晶粒越多，形变时 同样的形变量可分散到更多的晶粒中，产生较均匀 的形变而不会造成局部应力过度集中，引起裂纹的 过早产生与发展． 纳米晶时，晶界迁移和晶体转动 成为提供塑性的主要机理． 细小晶粒间的迁移和转 动引起应力松弛，减少应力集中，从而提供较高的塑 性． 另外，亚稳奥氏体转变的马氏体粒子细小、分散 和均匀分布，使裂纹不易扩展，也有利于塑性的提 高． 所以，ε ＜ 7. 7% 时，超细晶和 TＲIP 效应共同提 供塑性; 当 ε ＞ 7. 7% 直至断裂时，超细晶间的协调 机制提供实验钢的高塑性． 整个形变过程中，亚稳 奥氏体的 TＲIP 效应和超细晶铁素体( 马氏体) 共同 提供实验钢的塑性． 图 7 650 ℃退火 3 min 实验钢残余奥氏体中的孪晶组织 Fig． 7 Twin in the retained austenite of the experimental steel annealed at 650 ℃ for 3 min 2. 4 加工硬化行为 650 ℃保温 3 min 实验中锰钢与传统 TＲIP 钢真 实应力--应变曲线和加工硬化指数 n 值与真应变的 关系如图 10 所示． 与传统 TＲIP 钢比较，实验钢的 真实应力--应变曲线没有明显的屈服平台． 屈服时 首先要使滑移系启动，发生位错运动，一方面，需要 拆散若干 C--Mn 原子对强键，消耗更多的能量，因而 Fe--Mn--C 原子偏聚区对滑移系启动的强烈阻滞效 应和对位错运动的阻碍作用是造成屈服不明显的可 能原因之一［15］; 另一方面，细小晶粒间的迁移和转 动引起应力松弛，应力集中减少，阻滞位错启动，也 使屈服现象不明显． 应力--应变曲线上出现的锯齿 图 8 实验钢不同退火温度下奥氏体的体积分数和奥氏体中 C、 Mn 的质量分数 Fig． 8 Volume fraction of retained austenite in the experimental steel at different intercritical annealing temperatures and mass fraction of C and Mn in retained austenite 图 9 实验钢残奥随真应变的变化 Fig． 9 Volume fraction of retained austenite in the experimental steel vs． true strain 状现象称为 PLC 效应［16］． 这种现象被认为与位错 滑动及固溶原子迁移之间的动态作用有关，即动态 应变时效机制． 实验钢应变过程中发生位错运动， 而位错周围为 Mn 原子富集区，C 原子受到位错附 近高应变能的影响，被吸引过来形成气团，从而降低 应变能并对位错起到钉扎作用． 外力作用时，位错 启动要拆散若干 C--Mn 原子对强键，消耗更多的能 量，应力上升，位错启动后应力下降． 微观上大量位 错的“钉扎”“脱钉”行为在宏观上表现为锯齿形流 变现象． 实验中 锰 钢 的 加 工 硬 化 曲 线 不 同 于 传 统 TＲIP 钢，这可能与残余奥氏体的转变速度有关． 实验钢残余奥氏体不稳定发生突发式转变，而传 统 TＲIP 钢 TＲIP 效应的发挥要求残余奥氏体发 生渐进式转变． 实验钢加工硬化分为三个阶段． 0 ＜ ε ＜ 4% 时，加工硬化 指 数 n 维持在较低水平 且出现抖 动 现 象; 真 应 变 ε 为 4% 时，可 见 已 有 82% 的残余奥氏体转变为马氏体，如 图 9 所 示． ε ＜ 4% 时，加工硬化指数并不大，马 氏 体 的 加 工 · 213 ·