·1162 北京科技大学学报 第35卷 由于储存能的存在，变形后的材料自由能升高，使 非常细小极其稳定的针状和粒状奥氏体.真应变为 得部分铁素体在两相区迅速转变为奥氏体，且与退 12%时，残余奥氏体转变率达94%.传统TRP钢中 火马氏体保持KS关系.形核位置多，奥氏体细小 残余奥氏体的转变量随真应变呈渐进式转变，到真 弥散.随着时间的延长，针状奥氏体彼此相遇，由于 应变为30%时，残余奥氏体转变量才有大约75%的 空间取向相同，将长大成为粒状奥氏体.粒状奥氏 转变率，不及实验钢变形初期的转变量.因此可以 体在随后冷却和形变过程中转化为粒状马氏体.同 判定中锰钢增塑机理与传统TRP钢的有所差异 时由于高的位错密度和众多缺陷的存在，使得未转 应变前期，实验钢的塑性是由亚稳奥氏体的TRIP 变的马氏体通过回复进行多边化或通过缺陷形核长 效应提供的，这与传统TRP钢相同：而后期则是 大形成超细的铁素体亚晶或晶粒，未转变的铁素体 由超细晶铁素体（马氏体）提供的.亚稳奥氏体转 通过回复实现了组织的细化母， 变为马氏体产生的体积膨胀和变形，使铁素体产生 2.3增塑机理研究 塑性变形，从而诱发铁素体产生可动位错，有利于 实验中锰钢和6O0MPa级TRP钢的成分、残 塑性变形的发生.铁素体晶粒越细，单位体积内晶 余奥氏体体积分数和力学性能如表2所示.传统 粒越多，形变时同样的形变量可分散到更多的晶粒 TRP钢组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体，而 中，有利于晶粒间的变形协调，产生较均匀的形变 实验中锰钢组织为铁素体、马氏体和残余奥氏体. 而不会造成局部应力过度集中，引起裂纹的过早产 本实验中锰钢为两相区保温3min试样分别进行不 生与发展.细小晶粒间的迁移和转动引起应力松弛， 同应变拉伸试验.图8为不同真应变下，实验中锰 减少应力集中，从而提供较高的塑性.另外，亚稳 钢和传统600MPa级TRP钢残余奥氏体转变率的 奥氏体转变的马氏体粒子细小、分散和均匀分布， 变化.不同应变后残余奥氏体通过X射线衍射法测 使裂纹不易扩展，有利于塑性的提高.实验钢获得 得.由图可知，实验中锰钢真应变为4%时，亚稳奥 的高强度则是退火冷却过程中奥氏体转化为马氏体 氏体便发生了大量转变，转化率达81.8%.随着均匀 和拉伸变形过程中TRP效应转变为马氏体的强化 延伸率的增加，奥氏体进一步转化，只剩下极少量 作用造成的 表2传统TRIP钢和实验钢合金成分、残余奥氏体含量与力学性能[15) Table 2 Alloy composition,retained austenite content,and mechanical properties of the traditional TRIP steel and experimental steel 成分（质量分数）/% 钢种 Si Mn Al Nb P 残余奥氏体体积分数/%抗拉强度MPa断后延伸率/% 传统TRIP钢0.0911.4561.0600.041一0.0030.031 5.45 630 33.0 实验钢 0.0800.1506.720 0.0340.0090.013 19.80 1329 21.3 100 的转变十分迅速，在退火初期即有大量奥氏体形成. 随时间的延长，残余奥氏体量虽有所增加，但稳定 80 性降低. 60 (2)实验钢在退火3min时，综合性能最佳.抗 40 拉强度达到1329MPa,延伸率为21.3%，强塑积达 实验中锰钢 ◆传统TRIP钢 到28GPa.%.因此可用连续退火工艺进行该实验 钢的开发和生产 (3)实验钢的塑性与传统TRP钢有所不同，实 1015202530 真应变/% 验钢的高塑性是由亚稳奥氏体的TRIP效应和超细晶 铁素体（马氏体）共同提供的：而实验钢高的强度是由 图8残余奥氏体转变率随应变的变化1司 退火冷却过程中奥氏体转变的马氏体和拉伸变形过程 Fig.8 Transformation content of retained austenite at dif- 中TRIP效应转变的马氏体的强化作用造成的. ferent strains 3结论 参考文献 (1)两相区退火过程中，变形马氏体向奥氏体 [1]Dong H,Wang M Q,Weng Y Q.Performance improve-· 1162 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 由于储存能的存在，变形后的材料自由能升高，使 得部分铁素体在两相区迅速转变为奥氏体，且与退 火马氏体保持 K-S 关系. 形核位置多，奥氏体细小 弥散. 随着时间的延长，针状奥氏体彼此相遇，由于 空间取向相同，将长大成为粒状奥氏体. 粒状奥氏 体在随后冷却和形变过程中转化为粒状马氏体. 同 时由于高的位错密度和众多缺陷的存在，使得未转 变的马氏体通过回复进行多边化或通过缺陷形核长 大形成超细的铁素体亚晶或晶粒，未转变的铁素体 通过回复实现了组织的细化[8] . 2.3 增塑机理研究 实验中锰钢和 600 MPa 级 TRIP 钢的成分、残 余奥氏体体积分数和力学性能如表 2 所示. 传统 TRIP 钢组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体，而 实验中锰钢组织为铁素体、马氏体和残余奥氏体. 本实验中锰钢为两相区保温 3 min 试样分别进行不 同应变拉伸试验. 图 8 为不同真应变下，实验中锰 钢和传统 600 MPa 级 TRIP 钢残余奥氏体转变率的 变化. 不同应变后残余奥氏体通过 X 射线衍射法测 得. 由图可知，实验中锰钢真应变为 4%时，亚稳奥 氏体便发生了大量转变，转化率达 81.8%. 随着均匀 延伸率的增加，奥氏体进一步转化，只剩下极少量 非常细小极其稳定的针状和粒状奥氏体. 真应变为 12%时，残余奥氏体转变率达 94%. 传统 TRIP 钢中 残余奥氏体的转变量随真应变呈渐进式转变，到真 应变为 30%时，残余奥氏体转变量才有大约 75%的 转变率，不及实验钢变形初期的转变量. 因此可以 判定中锰钢增塑机理与传统 TRIP 钢的有所差异. 应变前期，实验钢的塑性是由亚稳奥氏体的 TRIP 效应提供的，这与传统 TRIP 钢相同；而后期则是 由超细晶铁素体 (马氏体) 提供的. 亚稳奥氏体转 变为马氏体产生的体积膨胀和变形，使铁素体产生 塑性变形，从而诱发铁素体产生可动位错，有利于 塑性变形的发生. 铁素体晶粒越细，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，有利于晶粒间的变形协调，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. 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，有利于塑性的提高. 实验钢获得 的高强度则是退火冷却过程中奥氏体转化为马氏体 和拉伸变形过程中 TRIP 效应转变为马氏体的强化 作用造成的. 表 2 传统 TRIP 钢和实验钢合金成分、残余奥氏体含量与力学性能[15] Table 2 Alloy composition, retained austenite content, and mechanical properties of the traditional TRIP steel and experimental steel 钢种 成分 (质量分数)/% 残余奥氏体体积分数/% 抗拉强度/MPa 断后延伸率/% C Si Mn Al Nb P S 传统 TRIP 钢 0.091 1.456 1.060 0.041 — 0.003 0.031 5.45 630 33.0 实验钢 0.080 0.150 6.720 — 0.034 0.009 0.013 19.80 1329 21.3 图 8 残余奥氏体转变率随应变的变化[15] Fig.8 Transformation content of retained austenite at dif￾ferent strains 3 结论 (1) 两相区退火过程中，变形马氏体向奥氏体 的转变十分迅速，在退火初期即有大量奥氏体形成. 随时间的延长，残余奥氏体量虽有所增加，但稳定 性降低. (2) 实验钢在退火 3 min 时，综合性能最佳. 抗 拉强度达到 1329 MPa，延伸率为 21.3%，强塑积达 到 28 GPa·%. 因此可用连续退火工艺进行该实验 钢的开发和生产. (3) 实验钢的塑性与传统 TRIP 钢有所不同，实 验钢的高塑性是由亚稳奥氏体的 TRIP 效应和超细晶 铁素体 (马氏体) 共同提供的；而实验钢高的强度是由 退火冷却过程中奥氏体转变的马氏体和拉伸变形过程 中 TRIP 效应转变的马氏体的强化作用造成的. 参 考 文 献 [1] Dong H, Wang M Q, Weng Y Q. Performance improve-