庞启航等：热轧双相钢微观应力一应变模型 ·1443· os方程：fu和Yu园通过单道次压缩、连续道次压缩 Tomota的增量变形思想基础上.，同时根据Eshelby等 和拉伸一压缩循环试验，计算出高强钢的亚再结晶温 效夹杂模型，分析连续退火双相钢各微观相的弹塑 度，并给出合适的压下量和道次间隔时间，来有效控 性变形行为，预测了其拉伸应力一应变曲线，但建立 制奥氏体晶粒细化.史文超切通过研究常温下不同 模型时假设杂质为球形且相互间没有影响，以及多 应变速率对相变诱导塑性钢(transformation induced 相时（独立相多于两种）Tomota的增量变形计算复杂 plasticity steel,TRP)的变形影响，建立了基于John- 性限制了该模型的应用 son-Cook本构模型TRIP钢的本构关系，但这种模型 本文以热轧DP590和DP780钢为研究对象，通过 并不能直接反应出微观组织与宏观应力应变的关 扫描电镜和透射电镜对轧后实验钢进行微观组织形貌 系.面对这个问题，Bouquerel图在准静态拉伸条件 观察，利用Image-Pro Plus软件测定微观组织中各独立 下，提出以晶粒尺寸和位错密度为变量参数的本构 相的体积分数.根据多相材料中间混合法则和Sw 关系模型，但由于位错密度精确测量的难度比较大， 方程建立双相钢在室温、准静态应变速率条件下的微 限制了这一模型的广泛应用.相对于位错密度等微 观本构模型，并与单向拉伸得到的DP590和DP780钢 观参数，次微观的相参数（如相体积分数和各相平均 的应力一应变曲线进行验证 晶粒尺寸)测定要变得简单和准确，因此如何把相参 1 数与宏观的应力应变联系起来建立本构关系是有研 试样制备与实验方法 究价值的.Tomota等9-a从应力平衡角度导出具有 实验用钢在50kg真空感应炉上治炼，主要化学成 双相组织材料的应力一应变方程：梁轩等四在 分如表1所示 表1实验材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the experimental steel 钢号 C Mn Als Mo 公 DP590 0.074 1.08 1.28 0.03 0.15 0.06 DP780 0.080 0.46 1.68 <0.01 0.18 0.064 治炼后将钢锭热锻成40mm×80mm×80mm的热 2 轧坯经6道次轧制成厚2mm的钢板.根据实验钢的 实验结果与讨论 化学成分特点，确定加热温度为1200℃保温时间为 2.1 微观组织形貌和力学性能 1h,粗轧温度控制在1000℃以上，精轧阶段的开轧温 度控制在980℃以下，精轧压下率大于60%，终轧温度 DP590钢热轧后的显微组织如图2所示.在 设定为890℃.终轧后直接水冷到710℃（铁素体相变 图2(a)所示的Lepera试剂侵蚀后的金相图片中，马氏 区)，空冷一段时间后再水冷到560℃（或250℃）进行 体呈现亮白色，铁素体呈现紫色，作为强化相的马氏体 卷取，保温1h后，缓慢冷却至室温. 呈岛状均匀分布在多边形铁素体基上.经Image-- 从两种实验钢板中心部位切取金相试样，沿轧向 Pro Plus软件测定，实验钢的平均晶粒尺寸为7.31μm, 研磨抛光，用Lepera试剂侵蚀后采用ZeissAxiovert 马氏体体积分数为19%.在图2(b)所示的扫描电镜 40MAT型光学显微镜和LE0H450型扫描电镜观察微 图片中，微观组织具有明显的轧制方向，独岛状的马氏 观组织；用Image-Pro Plus软件对实验钢的平均晶粒尺 体之间被铁素体完全切断，当单向拉伸变形时铁素体 寸和微观组织中各独立相的体积分数进行测定；根据 环绕马氏体的结构形式能够降低强化相较差变形能力 GBT228一2002沿钢板轧向切取标距为50mm的拉伸 的不利影响，保证实验钢的延展性能.在图2（©）所示 试样（尺寸如图1所示），在CMT4105型万能拉伸试验 的透射电镜图片中，观察到的马氏体岛内具有大量位 机上以2mm'min的拉伸速度进行室温拉伸试验. 错，没有明显的板条结构.在铁素体内也存在一定量 的位错.铁素体内位错的产生是由于马氏体相变过程 中，引起体积和形状变化，以及比容的变化，从而使得 相邻的铁素体受到挤压而产生一定的位错.大量自由 75 位错存在使得双相钢具有较低的屈服强度，并且应力一 200 应变曲线呈连续屈服现象 图1单向拉伸试件尺寸（单位：mm) DP780实验钢热轧后的显微组织如图3所示.在 Fig.I Dimensions of the uniaxial tensile specimen unil:mm)庞启航等: 热轧双相钢微观应力--应变模型 t0. 5方程; Fu 和 Yu［6］通过单道次压缩、连续道次压缩 和拉伸--压缩循环试验，计算出高强钢的亚再结晶温 度，并给出合适的压下量和道次间隔时间，来有效控 制奥氏体晶粒细化． 史文超［7］通过研究常温下不同 应变速率 对 相 变 诱 导 塑 性 钢( transformation induced plasticity steel，TＲIP) 的变形影响，建立了基于 John￾son-Cook 本构模型 TＲIP 钢的本构关系，但这种模型 并不能直 接 反 应 出 微 观 组 织 与 宏 观 应 力 应 变 的 关 系． 面对 这 个 问 题，Bouquerel［8］ 在准 静 态 拉 伸 条 件 下，提出以晶粒尺寸和位错密度为变量参数的本构 关系模型，但由于位错密度精确测量的难度比较大， 限制了这一模型的广泛应用． 相对于位错密度等微 观参数，次微观的相参数( 如相体积分数和各相平均 晶粒尺寸) 测定要变得简单和准确，因此如何把相参 数与宏观的应力应变联系起来建立本构关系是有研 究价值的． Tomota 等［9--10］从应力平衡角度导出具有 双相 组 织 材 料 的 应 力--应 变 方 程; 梁 轩 等［11］ 在 Tomota 的增量变形思想基础上，同时根据 Eshelby 等 效夹杂模型，分析连续退火双相钢各微观相的弹塑 性变形行为，预测了其拉伸应力--应变曲线，但建立 模型时假设杂质为球形且相互间没有影响，以及多 相时( 独立相多于两种) Tomota 的增量变形计算复杂 性限制了该模型的应用． 本文以热轧 DP590 和 DP780 钢为研究对象，通过 扫描电镜和透射电镜对轧后实验钢进行微观组织形貌 观察，利用 Image-Pro Plus 软件测定微观组织中各独立 相的体积分数． 根据多相材料中间混合法则和 Swift 方程建立双相钢在室温、准静态应变速率条件下的微 观本构模型，并与单向拉伸得到的 DP590 和 DP780 钢 的应力--应变曲线进行验证． 1 试样制备与实验方法 实验用钢在 50 kg 真空感应炉上冶炼，主要化学成 分如表 1 所示． 表 1 实验材料的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental steel % 钢号 C Si Mn Als Mo Ti V DP590 0. 074 1. 08 1. 28 0. 03 0. 15 — 0. 06 DP780 0. 080 0. 46 1. 68 ＜ 0. 01 0. 18 0. 064 — 冶炼后将钢锭热锻成 40 mm × 80 mm × 80 mm 的热 轧坯经 6 道次轧制成厚 2 mm 的钢板． 根据实验钢的 化学成分特点，确定加热温度为 1200 ℃ 保温时间为 1 h，粗轧温度控制在 1000 ℃ 以上，精轧阶段的开轧温 度控制在 980 ℃以下，精轧压下率大于 60% ，终轧温度 设定为 890 ℃ ． 终轧后直接水冷到 710 ℃ ( 铁素体相变 区) ，空冷一段时间后再水冷到 560 ℃ ( 或 250 ℃ ) 进行 卷取，保温 1 h 后，缓慢冷却至室温． 从两种实验钢板中心部位切取金相试样，沿轧向 研磨 抛 光，用 Lepera 试 剂 侵 蚀 后 采 用 ZeissAxiovert 40MAT 型光学显微镜和 LEO-1450 型扫描电镜观察微 观组织; 用 Image-Pro Plus 软件对实验钢的平均晶粒尺 寸和微观组织中各独立相的体积分数进行测定; 根据 GB T228—2002 沿钢板轧向切取标距为 50 mm 的拉伸 试样( 尺寸如图 1 所示) ，在 CMT4105 型万能拉伸试验 机上以 2 mm·min － 1的拉伸速度进行室温拉伸试验． 图 1 单向拉伸试件尺寸( 单位: mm) Fig． 1 Dimensions of the uniaxial tensile specimen ( unit: mm) 2 实验结果与讨论 2. 1 微观组织形貌和力学性能 DP590 钢 热 轧 后 的 显 微 组 织 如 图 2 所 示． 在 图 2( a) 所示的 Lepera 试剂侵蚀后的金相图片中，马氏 体呈现亮白色，铁素体呈现紫色，作为强化相的马氏体 呈岛状 均 匀 分 布 在 多 边 形 铁 素 体 基 上． 经 Image￾Pro Plus软件测定，实验钢的平均晶粒尺寸为 7. 31 μm， 马氏体体积分数为 19% ． 在图 2( b) 所示的扫描电镜 图片中，微观组织具有明显的轧制方向，独岛状的马氏 体之间被铁素体完全切断，当单向拉伸变形时铁素体 环绕马氏体的结构形式能够降低强化相较差变形能力 的不利影响，保证实验钢的延展性能． 在图 2( c) 所示 的透射电镜图片中，观察到的马氏体岛内具有大量位 错，没有明显的板条结构． 在铁素体内也存在一定量 的位错． 铁素体内位错的产生是由于马氏体相变过程 中，引起体积和形状变化，以及比容的变化，从而使得 相邻的铁素体受到挤压而产生一定的位错． 大量自由 位错存在使得双相钢具有较低的屈服强度，并且应力-- 应变曲线呈连续屈服现象． DP780 实验钢热轧后的显微组织如图 3 所示． 在 · 3441 ·