·192 北京科技大学学报 第36卷 其组织是由铁素体和高达40%以上的马氏体组成 DPB三种钢在高应变速率下抗拉强度和断裂延伸 的，在受到外加应力作用时，铁素体变形受到周围马氏 率随应变速率的变化情况。从图中可以看出，随着 体的阻碍，在铁素体内部以及晶界间会产生大量位错 应变速率的增加，三种钢的抗拉强度都呈上升的趋 塞积，从而引起位错强化和应力集中，导致材料断裂 势；TRPA和TRPB的断裂延伸率随着应变速率 2.2在动态拉伸条件下试样的力学性能 的增加先减小后增大，而DPB的断裂延伸率则始 图4(a)和(b)分别描述了TRPA、TRIP B和 终呈上升趋势 1250 30 1200 1150 1100 105( 1000 950 22 900 850 TRIP A 18 ◆-TRIP B -TRIP A 800 DP B 16 -◆-TRIP B 750 144 -DP B 700 200 600 10001400 1800 200600 10001400 1800 应变速率/ 应变速率/：1 a b 图4三种钢的抗拉强度一应变速率曲线()和延伸率一应变速率曲线(b) Fig.4 Tensile stress-strain rate curves (a)and fracture elongation-strain rate curves (b)of three tested steels 三种钢的抗拉强度都不断增加是因为试样在高 力集中得到部分释放，从而减缓了裂纹的扩展，所以 应变速率下拉伸时，在很短的时间产生了大量的位 其动态拉伸下的延伸率不断增大且大于静态拉伸. 错增殖，使得位错滑移越来越困难，造成铁素体基体 另外，由图5还可以看出，对于成分相同的 强化和晶界强化.另外，相对于TRPB钢而言， TRIP B和DPB钢，在相同的应变速率下拉伸时，测 TRIP A钢和DPB钢的强度随应变率增加而增加的 得的TRP钢的绝热温升始终比DP钢要高，分析这 趋势明显较缓则是由于TRPB钢的强度低，具有较 部分多出的热量应主要来自于残余奥氏体向马氏体 大的应变率敏感性造成的) 的转变过程释放的相变潜热 TRP钢的延伸率先下降的原因在于，在高速变 形条件下，位错滑移和扩散蠕变来不及充分进行，出 280 现了所谓的变形局部化网现象，从而使组织中残余 260 240 奥氏体向马氏体的渐进式转变受到了抑制，造成了 220 延伸率的减小：而后，由图5可以看出，随着应变率 200 的增加，两种钢的绝热温升都会大幅度升高.因而， 180 温度的升高使位错易于滑移，材料软化程度加 160 深围，绝热温升对塑性的贡献大于变形局部化对塑 140 十邢常B 性的损害，因此实验钢的断裂延伸率又得到提高 I20 值得指出的是，即使在2000s的应变速率条件下， 400 800120016002000 应变速率A 试样有接近280℃左右的温升效应（如图5所示）， 图5 TRIP B和DPB钢的绝热温升-应变率曲线 其断裂延伸率还是小于静态拉伸：TRPA钢分别为 Fig.5 Adiabatic heat-strain rate curves of TRIP B steel and DP B 24.5%和28.0%，TRIP B钢分别为29.4%和 steel 37.3%,这一现象充分说明残余奥氏体向马氏体的 渐进式转变对其延伸率的显著影响.对DPB钢而 3结论 言，在高的应变速率下，由于绝热温升的作用（如 (I)与TRIP B相比，由于TRIP A钢中C含量 图5所示)，随应变率增加绝热温升不断上升，这部 较高且含有11.28%较稳定的残余奥氏体，因此在 分温升使得材料基体不断软化，位错的滑移使得应 变形条件下其TP效应更为显著，在静态拉伸条北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 其组织是由铁素体和高达 40% 以上的马氏体组成 的，在受到外加应力作用时，铁素体变形受到周围马氏 体的阻碍，在铁素体内部以及晶界间会产生大量位错 塞积，从而引起位错强化和应力集中，导致材料断裂． 2. 2 在动态拉伸条件下试样的力学性能 图 4( a) 和( b) 分别描述了 TＲIP A、TＲIP B 和 DP B 三种钢在高应变速率下抗拉强度和断裂延伸 率随应变速率的变化情况． 从图中可以看出，随着 应变速率的增加，三种钢的抗拉强度都呈上升的趋 势; TＲIP A 和 TＲIP B 的断裂延伸率随着应变速率 的增加先减小后增大，而 DP B 的断裂延伸率则始 终呈上升趋势． 图 4 三种钢的抗拉强度--应变速率曲线( a) 和延伸率--应变速率曲线( b) Fig． 4 Tensile stress-strain rate curves ( a) and fracture elongation-strain rate curves ( b) of three tested steels 三种钢的抗拉强度都不断增加是因为试样在高 应变速率下拉伸时，在很短的时间产生了大量的位 错增殖，使得位错滑移越来越困难，造成铁素体基体 强化和晶界强化． 另外，相对于 TＲIP B 钢而言， TＲIP A 钢和 DP B 钢的强度随应变率增加而增加的 趋势明显较缓则是由于 TＲIP B 钢的强度低，具有较 大的应变率敏感性造成的［11］． TＲIP 钢的延伸率先下降的原因在于，在高速变 形条件下，位错滑移和扩散蠕变来不及充分进行，出 现了所谓的变形局部化［12］现象，从而使组织中残余 奥氏体向马氏体的渐进式转变受到了抑制，造成了 延伸率的减小; 而后，由图 5 可以看出，随着应变率 的增加，两种钢的绝热温升都会大幅度升高． 因而， 温度的升高使位错易于滑移，材料软化程度加 深［13］，绝热温升对塑性的贡献大于变形局部化对塑 性的损害，因此实验钢的断裂延伸率又得到提高． 值得指出的是，即使在 2000 s － 1的应变速率条件下， 试样有接近 280 ℃ 左右的温升效应( 如图 5 所示) ， 其断裂延伸率还是小于静态拉伸: TＲIP A 钢分别为 24. 5% 和 28. 0% ，TＲIP B 钢 分 别 为 29. 4% 和 37. 3% ，这一现象充分说明残余奥氏体向马氏体的 渐进式转变对其延伸率的显著影响． 对 DP B 钢而 言，在高的应变速率下，由于绝热温升的作用( 如 图 5所示) ，随应变率增加绝热温升不断上升，这部 分温升使得材料基体不断软化，位错的滑移使得应 力集中得到部分释放，从而减缓了裂纹的扩展，所以 其动态拉伸下的延伸率不断增大且大于静态拉伸． 另外，由 图 5 还 可 以 看 出，对于成分相同的 TＲIP B 和 DP B 钢，在相同的应变速率下拉伸时，测 得的 TＲIP 钢的绝热温升始终比 DP 钢要高，分析这 部分多出的热量应主要来自于残余奥氏体向马氏体 的转变过程释放的相变潜热． 图 5 TＲIP B 和 DP B 钢的绝热温升--应变率曲线 Fig． 5 Adiabatic heat-strain rate curves of TＲIP B steel and DP B steel 3 结论 ( 1) 与 TＲIP B 相比，由于 TＲIP A 钢中 C 含量 较高且含有 11. 28% 较稳定的残余奥氏体，因此在 变形条件下其 TＲIP 效应更为显著，在静态拉伸条 · 291 ·