50 工程科学学报，第42卷，第1期 1200 900 (a) 690℃ (b) 690℃ 1000 800 650元 635℃ 800 670℃ 700 670℃ 600 635℃ 650℃ 400 马氏体 冷轧 60 氏体冷轧 635℃ 635℃ 200 650℃ 500 650℃ 670℃- 670℃ 690℃ 690℃= ■国 0 400 0 0.1 0.2 0.3 0 0.02 0.040.060.080.10 工程应变 工程应变 1200 (c) 690℃ (d) 1000 900 690℃ 800 670℃ 650℃ 650℃ 600 700 670℃ 400 马氏体 冷轧 600 马氏体 冷轧 650℃ 650℃- 200 670℃ 。■■ 670℃- 。a■ 690℃- 500 690℃- 0 0 0.1 02 0.3 0.4 0.02 0.040.06 0.080.10 工程应变 工程应变 图1马氏体和冷轧板初始组织在不同温度临界退火后的应力-应变曲线.(a)0.1%C-5%Mn钢：(b)图(a)屈服平台放大图：(c) 0.29%C-5%Mn钢：(d)图(C)屈服平台放大图s Fig.I Engineer stress-strain curves of martensitic and cold rolled initial structures for steels after intercritical annealing at various temperatures:(a) 0.1%C-5%Mn steel:(b)the magnification views of the yield plateau in(a).(c)0%C5%Mn steel;(d)the magnification views of the yield plateau in(c 低，导致较低的吕德斯应变.然而，中锰钢中除了 中，因此吕德斯前沿的奥氏体转变量越多，吕德斯 铁素体和残余奥氏体以外还存在马氏体.因此， 应变越小，如图2所示.Ma等9例通过调整奥氏体 Luo等认为中锰钢的屈服行为是由临界退火过 的稳定性，使形变前期发生应力诱导马氏体相变 程中铁素体和奥氏体之间的元素配分决定的，随 转变，提供可动位错和加工硬化，从而使得中锰钢 着退火温度升高，铁素体中更多的C原子扩散到 表现为连续屈服.文献[20]同样报道了中锰钢中 奥氏体中，铁素体中可动位错和间隙原子以及空 吕德斯应变随着奥氏体稳定性降低而变小的规律 位等缺陷的相互作用概率减小，最终导致吕德斯 然而，也存在一些完全不同的研究结果 应变降低.然而，一些研究表明，中锰钢中奥氏 Zhang等2l认为，奥氏体相变转变会提高局部变 体优先变形的情况下，不连续屈服现象仍然会发 形区域的加工硬化，从而使得不均匀变形带由较 生.另外，退火温度升高和退火时间延长同样会使 硬的变形区域向较软的未变形区域传播，使得吕 得奥氏体晶粒变粗，CM含量降低，机械稳定性 德斯应变增大（图3，图中IA650和IA665分别代 下降.因此，奥氏体稳定性对吕德斯应变的影响引 表研究钢种在650℃和665℃退火10min的样 起了广泛关注 品).同时，Li等四发现，随着拉伸前预变形量的 12奥氏体稳定性对吕德斯应变影响的研究 增加，中锰钢中铁素体的位错密度和奥氏体的稳 一些研究发现冷轧中锰钢拉伸变形时在吕德 定性不断提高.卸载后再次拉伸时，吕德斯应变降 斯带前沿发生Y一→'相变并改变了吕德斯应变，认 低，这说明吕德斯应变随奥氏体稳定性增加而降 为吕德斯带的形核、传播与奥氏体相变转变相关 低.另外，Cai等2到研究了不同显微组织对中锰钢 例如，Ryu等I发现，中锰钢在拉伸变形中Y→a' 屈服行为的影响，发现晶粒细化和等轴组织不是 相变促进了吕德斯带前沿的加工硬化，平衡了吕 形成吕德斯应变的必要条件，吕德斯带的形成机 德斯带传播过程中由于断面收缩造成的应力集 理是由Y一→α'相变转变产生的加工硬化和由于低，导致较低的吕德斯应变. 然而，中锰钢中除了 铁素体和残余奥氏体以外还存在马氏体. 因此， Luo 等[16] 认为中锰钢的屈服行为是由临界退火过 程中铁素体和奥氏体之间的元素配分决定的，随 着退火温度升高，铁素体中更多的 C 原子扩散到 奥氏体中，铁素体中可动位错和间隙原子以及空 位等缺陷的相互作用概率减小，最终导致吕德斯 应变降低. 然而，一些研究表明[17] ，中锰钢中奥氏 体优先变形的情况下，不连续屈服现象仍然会发 生. 另外，退火温度升高和退火时间延长同样会使 得奥氏体晶粒变粗，C/Mn 含量降低，机械稳定性 下降. 因此，奥氏体稳定性对吕德斯应变的影响引 起了广泛关注. 1.2    奥氏体稳定性对吕德斯应变影响的研究 一些研究发现冷轧中锰钢拉伸变形时在吕德 斯带前沿发生 γ→α′相变并改变了吕德斯应变，认 为吕德斯带的形核、传播与奥氏体相变转变相关. 例如，Ryu 等[18] 发现，中锰钢在拉伸变形中 γ→α′ 相变促进了吕德斯带前沿的加工硬化，平衡了吕 德斯带传播过程中由于断面收缩造成的应力集 中，因此吕德斯前沿的奥氏体转变量越多，吕德斯 应变越小，如图 2 所示. Ma 等[19] 通过调整奥氏体 的稳定性，使形变前期发生应力诱导马氏体相变 转变，提供可动位错和加工硬化，从而使得中锰钢 表现为连续屈服. 文献 [20] 同样报道了中锰钢中 吕德斯应变随着奥氏体稳定性降低而变小的规律. 然而 ，也存在一些完全不同的研究结果 . Zhang 等[21] 认为，奥氏体相变转变会提高局部变 形区域的加工硬化，从而使得不均匀变形带由较 硬的变形区域向较软的未变形区域传播，使得吕 德斯应变增大（图 3，图中 IA650 和 IA665 分别代 表研究钢种在 650 ℃ 和 665 ℃ 退火 10 min 的样 品）. 同时，Li 等[22] 发现，随着拉伸前预变形量的 增加，中锰钢中铁素体的位错密度和奥氏体的稳 定性不断提高. 卸载后再次拉伸时，吕德斯应变降 低，这说明吕德斯应变随奥氏体稳定性增加而降 低. 另外，Cai 等[23] 研究了不同显微组织对中锰钢 屈服行为的影响，发现晶粒细化和等轴组织不是 形成吕德斯应变的必要条件，吕德斯带的形成机 理 是 由 γ→α ′ 相变转变产生的加工硬化和由 于 (a) 1200 1000 800 600 400 0 200 0 0.3 0.2 690 ℃ 690 ℃ 635 ℃ 635 ℃ 650 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 670 ℃ 0.1 工程应变 马氏体 冷轧 690 ℃ 635 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 工程应力 马氏体 冷轧 /MPa (b) 900 800 700 600 500 400 0 0.10 0.04 0.06 0.08 690 ℃ 650 ℃ 635 ℃ 670 ℃ 0.02 工程应变 工程应力/MPa (c) 1200 1000 800 600 400 0 200 0 0.3 0.4 0.2 690 ℃ 690 ℃ 650 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 670 ℃ 0.1 工程应变 马氏体 冷轧 690 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 工程应力 马氏体 冷轧 /MPa (d) 900 800 700 600 500 0 0.04 0.06 0.08 0.10 690 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 0.02 工程应变 工程应力/MPa 图 1     马氏体和冷轧板初始组织在不同温度临界退火后的应力‒应变曲线.（ a）  0.1%C−5%Mn 钢 ； （ b） 图 (a) 屈服平台放大图 ； （ c） 0.2%C−5%Mn 钢；（d） 图 (c) 屈服平台放大图[16] Fig.1    Engineer stress−strain curves of martensitic and cold rolled initial structures for steels after intercritical annealing at various temperatures: (a) 0.1%C−5%Mn steel; (b) the magnification views of the yield plateau in (a); (c) 0.2%C−5%Mn steel; (d) the magnification views of the yield plateau in (c)[16] · 50 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期