·1224· 北京科技大学学报 第33卷 200nm 200nm 图6实验用钢中的马奥岛.(a)明场像：(b)暗场像：()衍射花样 Fig.6 M/A phase in the experimental steel:(a)bright field image:(b)dark field image:(c)electron diffraction pattem 200nm 200nm 图7实验用钢中的李品马氏体.(a)明场像：(b)暗场像：()衍射花样 Fig.7 Twin martensite in the experimental steel:(a)bright field image:(b)dark field image:(c)electron diffraction pattern 强度逐渐下降，屈服平台逐渐消失，屈服现象越来越 125 不明显.这种屈服现象是由于贝氏体相变时间过 120 短，在随后的冷却过程中大量奥氏体相变为马氏体 10 所导致，随着马氏体含量的增加，实验用钢的塑性下 1.15 降，在拉伸变形中屈服平台逐渐消失) 1.10三 综上所述，无Si含P的热镀锌TRP钢的强塑 1.05玉 性机理是TRP效应和马氏体强化的复合体现.当 贝氏体等温时间为60s时，组织中存在大量的残余 30 40 50 1.00 贝氏体等温时间 奥氏体，TP效应十分显著，实验用钢呈现出典型 的TRP钢力学性能.随着贝氏体相变时间的缩短， 图8贝氏体等温时间对试样残余奥氏体含量及其碳含量的 组织中残余奥氏体含量及其稳定性大幅度下降，马 影响 氏体含量增多.当贝氏体相变时间为20s时，组织 Fig.8 Effects of isothermal bainitic transformation time on the con- 中残余奥氏体体积分数己不足8%，相变诱导塑性 tents of retained austenite and carbon in retained austenite 的作用明显削弱，实验用钢的强化机制以马氏体强 实验用钢的拉伸应力一应变曲线如图9所示 化为主，TRP效应为辅，表现为高的抗拉强度、低的 由图可知，随着贝氏体等温时间的缩短，试样的屈服 屈服强度以及屈服现象不明显，与双相钢类似，但延北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 6 实验用钢中的马奥岛． ( a) 明场像; ( b) 暗场像; ( c) 衍射花样 Fig． 6 M/A phase in the experimental steel: ( a) bright field image; ( b) dark field image; ( c) electron diffraction pattern 图 7 实验用钢中的孪晶马氏体． ( a) 明场像; ( b) 暗场像; ( c) 衍射花样 Fig． 7 Twin martensite in the experimental steel: ( a) bright field image; ( b) dark field image; ( c) electron diffraction pattern 图 8 贝氏体等温时间对试样残余奥氏体含量及其碳含量的 影响 Fig． 8 Effects of isothermal bainitic transformation time on the con￾tents of retained austenite and carbon in retained austenite 实验用钢的拉伸应力--应变曲线如图 9 所示． 由图可知，随着贝氏体等温时间的缩短，试样的屈服 强度逐渐下降，屈服平台逐渐消失，屈服现象越来越 不明显． 这种屈服现象是由于贝氏体相变时间过 短，在随后的冷却过程中大量奥氏体相变为马氏体 所导致，随着马氏体含量的增加，实验用钢的塑性下 降，在拉伸变形中屈服平台逐渐消失［13］． 综上所述，无 Si 含 P 的热镀锌 TRIP 钢的强塑 性机理是 TRIP 效应和马氏体强化的复合体现． 当 贝氏体等温时间为 60 s 时，组织中存在大量的残余 奥氏体，TRIP 效应十分显著，实验用钢呈现出典型 的 TRIP 钢力学性能． 随着贝氏体相变时间的缩短， 组织中残余奥氏体含量及其稳定性大幅度下降，马 氏体含量增多． 当贝氏体相变时间为 20 s 时，组织 中残余奥氏体体积分数已不足 8% ，相变诱导塑性 的作用明显削弱，实验用钢的强化机制以马氏体强 化为主，TRIP 效应为辅，表现为高的抗拉强度、低的 屈服强度以及屈服现象不明显，与双相钢类似，但延 ·1224·