第35卷 472 北京科技大学学报 Mn-Si-Al系TWIP钢的形变孪晶条纹更加细密紧 TWIP钢中的形变条纹均匀分布，这样的微观结构 致，分布更加均匀. 更有利于内部应力在整个区域保持一致，不会使材 由两者的微观组织可以判断，在高应变阶 料过早的失效.另外，Fe-Mn-C系TWIP钢存在延 段，FeMn-Si-Al系TWIP钢的应力集中程度比Fe 迟开裂和毛刺敏感的问题，这应该是由于其内部处 Mn-C系TWIP钢低.Fe-Mn-C系TWIP钢晶粒 在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的.对比 中的高密度位错区域分布并不均匀，且形变条纹的两种TWIP钢，Fe-Mm-C系TWIP钢室温断后拉 粗细程度不一致，这样就会造成内应力在高密度位 伸率略高(70%)：但通过其微观结构可以推断，Fe 错区域和粗形变孪晶区域更高，应力的不一致就会 Mn-Si-Al系TWIP钢的成形性会好于FeMn-C系 导致材料内部失效的提前发生；而Fe-Mn-Si-Al系 TWIP钢，将有后续实验对此进行验证 100nm 100nm 图7TwIP钢形变第五阶段的透射电镜像(e=0.40).(a)Fe-Mn-C系TWP钢：(b)Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢 Fig.7 TEM images of TWIP steels at the fifth stage of deformation (E=0.40):(a)Fe-Mn-C TWIP steel:(b)Fe-Mn-Si-Al TWIP steel 3结论 滞后于FeMn-C系TWIP钢，且其强度几乎全程 (1)两种系列的TWIP钢都具备高加工硬化能 低于后者，两者内在的硬化机理和形变机制存在差 力，且加工硬化方式类似，加工硬化表现为多n行 异，这种差异到形变后期体现得愈发明显 为，由多种强化机理在不同阶段起主导作用 (2)在相同应变量下，FeMn-Si-A1较Fe-Mn-C 参考文献 系TWIP钢具有更均匀细密的微观结构，但低层错 能的Fe-Mn-C系硬化能力更强.孪生的产生是建立 [1]Bouaziz O,Allain S.Scott C P.et al.High manganese 在形变基体上.位错的反应促使孪生增殖和发展， austenitic twinning induced plasticity steels:a review of the microstructure properties relationships.Curr Opin 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化，而随后的 Solid State Mater Sci,2011,15(4):141 孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化 [2]Allain S.Chateau J P,Dahmoun D.et al.Modeling of me- (3)在低应变阶段，位错的增殖是加工硬化能 chanical twinning in a high manganese content austenitic 力不断增大的驱动力；在中等应变阶段，由形变 steel.Mater Sci Eng A,2004,387-389:272 孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是TWIP [3 Allain S.Chateau J P,Bouaziz O.A physical model of 钢高强度高塑性的内因：在高应变阶段，大量的第 the twinning-induced plasticity effect in a high manganese 一位向形变孪晶T1和第二位向形变孪晶T2,以及 austenitic steel.Mater Sci Eng A.2004.387-389:143 附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成FeMn- 4]Grassel O.Kriiger L,Frommeyer G,et al.High C系TWIP钢具有高加工硬化能力的原因，而Fe strength Fe-Mn-(Al.Si)TRIP/TWIP steels development- propertics-application.Int J Plast.2000,16(10/11):1391 Mn-Si-A】系的第一位向形变孪晶T1形态更为均匀 [5 Bouaziz O.Allain S,Scott C.Effect of grain and twin 细密，孪晶片层间的第二向形变孪晶T2数量较少， boundaries on the hardening mechanisms of twinning in- 却存在着大量的位错 duced plasticity steels.Scripta Mater,2008,58(6):484 (4)Fe-M-Si-Al系TWIP钢硬化方式的改变 [6]Idrissi H.Renard K,Ryelandt L.et al.On the mechanism· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 一一 系 钢 的形变 孪晶条纹更加细密紧 致, 分布更加均匀 由两 者 的微观 组织 可 以判 断 , 在高应 变阶 段 , 一 一 一 系 钢的应力集中程度 比 一 系 钢低 一 一 系 钢 晶粒 中的高密度位错区域分布并不均匀, 且形变条纹 的 粗细程度不一致 , 这样就会造成内应 力在高密度位 错区域和粗形变孪晶区域更高, 应力的不一致就会 导致材料 内部失效的提前发生 而 凡一 一 一 系 钢中的形变条纹均匀分布, 这样的微观结构 更有利于内部应力在整个区域保持一致 , 不会使材 料过早的失效 另外, 一人工一 系 钢存在延 迟开裂和毛刺敏感的问题 , 这应该是 由于其 内部处 在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的 对 比 两种 钢 , 凡一 一 系 钢 室温 断后拉 伸率略高 但通过其微观结构可 以推断, 一一 系 钢的成形性会 好于 一 一 系 钢 , 将有后续实验对此进行验证 图 钢形变第五阶段的透射 电镜像 凡一 一 系 钢 一 一 一川 系 钢 , , 一入了一 一卜, 一 一 结论 两种系列的 钢都具备高加工硬化能 力, 且加工硬化方式类似 , 加工硬化表现为多 行 为 , 由多种强化机理在不 同阶段起主导作用 在相同应变量下, 一 一 一 较 凡一 一 系 钢具有更均匀细密的微观结构 , 但低层错 能的 凡衣工一 系硬化能力更强 孪生的产生是建立 在形变基体上 位错 的反应促使孪生增殖和发展, 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化, 而随后的 孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化 在低应变阶段, 位错的增殖是加工硬化能 力不断增大的驱动力 在 中等应变阶段 , 由形变 孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是 钢高强度高塑性 的内因 在高应变 阶段, 大量的第 一位 向形变孪晶 和第二位向形变孪晶 , 以及 附着在孪 晶界旁的高密度位错区域是造成 一人工 系 钢具有高加工硬化能力的原因, 而 一 一 系的第一位 向形变孪晶 形态更为均匀 细密 , 孪晶片层间的第二向形变孪晶 数量较少, 却存在着大量的位错 一 一一 系 钢硬化方式的改变 滞后于 一人 一 系 、科 钢 , 且其 强度几乎全程 低于后者, 两者 内在的硬化机理和形变机制存在差 异, 这种差异到形变后期体现得愈发明显 参 考 文 献 【 、 , 。 ,飞 工 一 亡 工一 一 一 。 , 山 二 术 , · , 【」 , , 、 , 入 ,,, 一 · 七 一材“ 己 夕 , , 吕 ,」 , 少, 一 一 肠 飞 对 艺 `夕 一 』 乱 位 , ,, 二 士凡一入工一 、 〔 , 、 , `, 、一 、忿 。八 」 , , 雨。 、 一 正一 一 “ 一〕洲 、 ,·尸 人了亡。 , 、 , , 。 、 ,了