822 工程科学学报，第42卷，第7期 体的过程为：在变形过程中，优先在奥氏体稳定性 况下，可以将断裂时的应变及对应的奥氏体体积 最差、变形程度最大的位置诱发马氏体相变，因为 分数分别代入ε和f进行计算 马氏体相的硬度要更高，所以相变之后变形会转 奥氏体体积分数通常会用在组织描述、衡量 移到还未发生变形的其余奥氏体中.在这样的过 TRIP效应进行程度等方面，大量文献[5,20,39]利 程后，软相转变为了硬相，致使强度提高，并能够 用公式(8)计算： 发挥材料整体的塑性，推迟了颈缩的发生，提高了 1.41 VA=1a+1.4h, (8) 材料的延伸率.TIP效应提高了材料的应变硬化 效果，改善了材料的成形性能.除此之外，变形时 其中，Va为奥氏体体积分数：1，和Ia分别表示奥氏 的相变使得塑性变形引起的局部应力得到松弛， 体和铁素体XRD衍射峰的积分相对强度.若对于 推迟了微裂纹的产生；相变产生的体心立方的马 三相组织（奥氏体+铁素体+马氏体），可以对光镜 氏体是通过残余奥氏体发生非扩散相变而产生， 组织进行图像分析来判定铁素体的体积分数 与残余奥氏体呈共格关系，共格的高能界面阻碍 对于合金含量尤其是AI含量较高的体系， 了裂纹的扩展8% Fe-Mn-Al-C系中锰钢的变形机制中除TRIP效应 奥氏体的稳定性和体积分数是影响TRIP效 外，还会出现一定的TWP效应.TWIP效应与形 应效果的重要因素.上文提到，稳定性过高或过低 变时的孪生密切相关，在发生孪生的过程中孪晶 均对性能不利，最好保持在一个适中的值.值得一 出现的频率和尺寸取决于品体结构和层错能的大 提的是，奥氏体前后的转变量（体积分数）仅能衡 小.研究表明，在受到变形时，晶体在切应力的作 量TRIP效应进行的程度，并不能和奥氏体稳定性 用下发生了孪生变形，晶体的一部分沿一定的孪 建立起直接的联系，Lee等在研究退火后 生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切 Q&T处理的Fe-8.8Mn-5.1Al-0.31C时发现，不 变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变 回火以及100~300℃回火的样品变形时奥氏体 区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体 均转变了10%左右，但性能却相差巨大（不回火样 成镜面对称的取向.变形部分的晶体位向发生改 品抗拉强度880MPa、延伸率1.7%，100℃回火样 变，可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的 品抗拉强度1557MPa,延伸率16.8%)，这是因为不 有利取向，可以进一步激发滑移.孪生与滑移交替 回火样品奥氏体稳定性过低，在小变形时迅速转 进行，使TWP钢的塑性非常优异.同时，粗大的 变后断裂，而100℃回火的样品在变形时奥氏体 透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内贯穿，分 发生了非同步转变，使TIP效应具有良好的延续 割奥氏体晶粒.接着，更细小的形变孪晶呈交织状 性，因此性能较好.奥氏体稳定性与化学成分⑧刀 分布于奥氏体晶粒内，分割晶粒后的孪晶起到了 奥氏体晶粒尺寸和形态有关]化学成分方面， 亚晶界的作用，阻碍了位错的滑移，这就起到了加 C、Mn元素会增加奥氏体稳定性，Al则会降低稳 工硬化的作用，提高了材料的强度2-91 定性；晶粒尺寸方面，奥氏体稳定性会随着晶粒的 通过材料的加工硬化速率(WHR;或应变硬化 细化而提高叭：形态方面，片层状奥氏体的稳定性 速率，SHR)曲线来研究其变形机制和应变硬化行 高于等轴状.化学成分尤其是C和Mn对马氏体 为，以改良成分和工艺设计，从而改善材料的应变 转变化学驱动力的影响可以用公式(6)描述： 硬化率、降低屈强比，最终提高其性能.一般希望 △Gch=-7381.6+69447Xc+19296XMm- (6) 曲线拥有良好的延续性以保持足够的塑性，并保 38776 XCXMn+(6.7821-33.45Xc)T 持在较高的加工硬化水平，以在变形过程中拥有 其中，△Gh马氏体转变的化学驱动力，J;Xc和 良好的强化效果.以Fe-6Mn-2Al-0.4C在650~ XM分别为奥氏体中C、Mn元素的摩尔分数；T是 775℃临界退火样品的加工硬化曲线为例问，如 开尔文温度，K.此外，还可以利用k值来衡量奥氏 图11所示，三条曲线都表现出了三阶段的加工硬 体的机械稳定性，具体计算根据公式(7)： 化行为(IA775过早失效导致其还未进人第三阶 f=foexp(-ks) (7) 段)，这也是Fe-Mn-A-C系中锰钢的特点.曲线 其中，6和∫分别是初始的奥氏体体积分数和当应 在第一阶段由一个很高的WHR下降，解释为材料 变为ε时的奥氏体体积分数.k值越高，对应的转 由弹性变形进入塑性变形阶段，位错的开动导致 变驱动力越高，对应的奥氏体稳定性越低.一般情 了WHR的下降，而对于奥氏体+铁素体的双相组体的过程为：在变形过程中，优先在奥氏体稳定性 最差、变形程度最大的位置诱发马氏体相变，因为 马氏体相的硬度要更高，所以相变之后变形会转 移到还未发生变形的其余奥氏体中. 在这样的过 程后，软相转变为了硬相，致使强度提高，并能够 发挥材料整体的塑性，推迟了颈缩的发生，提高了 材料的延伸率. TRIP 效应提高了材料的应变硬化 效果，改善了材料的成形性能. 除此之外，变形时 的相变使得塑性变形引起的局部应力得到松弛， 推迟了微裂纹的产生；相变产生的体心立方的马 氏体是通过残余奥氏体发生非扩散相变而产生， 与残余奥氏体呈共格关系，共格的高能界面阻碍 了裂纹的扩展[86] . 奥氏体的稳定性和体积分数是影响 TRIP 效 应效果的重要因素. 上文提到，稳定性过高或过低 均对性能不利，最好保持在一个适中的值. 值得一 提的是，奥氏体前后的转变量（体积分数）仅能衡 量 TRIP 效应进行的程度，并不能和奥氏体稳定性 建 立 起 直 接 的 联 系 ， Lee 等 [53] 在 研 究 退 火 后 Q&T 处理的 Fe–8.8Mn–5.1Al–0.31C 时发现，不 回火以及 100～300 ℃ 回火的样品变形时奥氏体 均转变了 10% 左右，但性能却相差巨大（不回火样 品抗拉强度 880 MPa、延伸率 1.7%，100 ℃ 回火样 品抗拉强度 1557 MPa，延伸率 16.8%），这是因为不 回火样品奥氏体稳定性过低，在小变形时迅速转 变后断裂，而 100 ℃ 回火的样品在变形时奥氏体 发生了非同步转变，使 TRIP 效应具有良好的延续 性，因此性能较好. 奥氏体稳定性与化学成分[87]、 奥氏体晶粒尺寸和形态有关[88] . 化学成分方面， C、Mn 元素会增加奥氏体稳定性，Al 则会降低稳 定性；晶粒尺寸方面，奥氏体稳定性会随着晶粒的 细化而提高[89] ；形态方面，片层状奥氏体的稳定性 高于等轴状. 化学成分尤其是 C 和 Mn 对马氏体 转变化学驱动力的影响可以用公式 (6) 描述[90] ： ∆G ch = −7381.6+69447XC +19296XMn− 38776XCXMn +(6.7821−33.45XC)T （6） ∆G 其中 ， ch 马氏体转变的化学驱动力 ， J； XC 和 XMn 分别为奥氏体中 C、Mn 元素的摩尔分数；T 是 开尔文温度，K. 此外，还可以利用 k 值来衡量奥氏 体的机械稳定性，具体计算根据公式（7） [91] ： f = f0 exp(−kε) （7） 其中，f0 和 f 分别是初始的奥氏体体积分数和当应 变为 ε 时的奥氏体体积分数. k 值越高，对应的转 变驱动力越高，对应的奥氏体稳定性越低. 一般情 况下，可以将断裂时的应变及对应的奥氏体体积 分数分别代入 ε 和 f 进行计算. 奥氏体体积分数通常会用在组织描述、衡量 TRIP 效应进行程度等方面，大量文献 [5,20,39] 利 用公式（8）计算： VA = 1.4Iγ Iα +1.4Iγ （8） 其中，VA 为奥氏体体积分数；Iγ 和 Iα 分别表示奥氏 体和铁素体 XRD 衍射峰的积分相对强度. 若对于 三相组织（奥氏体+铁素体+马氏体），可以对光镜 组织进行图像分析来判定铁素体的体积分数. 对于合金含量尤其是 Al 含量较高的体系 ， Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的变形机制中除 TRIP 效应 外，还会出现一定的 TWIP 效应. TWIP 效应与形 变时的孪生密切相关，在发生孪生的过程中孪晶 出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大 小. 研究表明，在受到变形时，晶体在切应力的作 用下发生了孪生变形，晶体的一部分沿一定的孪 生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切 变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变 区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体 成镜面对称的取向. 变形部分的晶体位向发生改 变，可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的 有利取向，可以进一步激发滑移. 孪生与滑移交替 进行，使 TWIP 钢的塑性非常优异. 同时，粗大的 透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内贯穿，分 割奥氏体晶粒. 接着，更细小的形变孪晶呈交织状 分布于奥氏体晶粒内，分割晶粒后的孪晶起到了 亚晶界的作用，阻碍了位错的滑移，这就起到了加 工硬化的作用，提高了材料的强度[92−93] . 通过材料的加工硬化速率（WHR；或应变硬化 速率，SHR）曲线来研究其变形机制和应变硬化行 为，以改良成分和工艺设计，从而改善材料的应变 硬化率、降低屈强比，最终提高其性能. 一般希望 曲线拥有良好的延续性以保持足够的塑性，并保 持在较高的加工硬化水平，以在变形过程中拥有 良好的强化效果. 以 Fe–6Mn–2Al–0.4C 在 650～ 775 ℃ 临界退火样品的加工硬化曲线为例[5] ，如 图 11 所示，三条曲线都表现出了三阶段的加工硬 化行为（ IA775 过早失效导致其还未进入第三阶 段），这也是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的特点. 曲线 在第一阶段由一个很高的 WHR 下降，解释为材料 由弹性变形进入塑性变形阶段，位错的开动导致 了 WHR 的下降，而对于奥氏体+铁素体的双相组 · 822 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期