１９，３２４９９分类号ＵＤＣ密级学位论文高锰钢变形机制及热轧工艺研究指导导师姓名工挫塾撞里堂笪进竖壅ｊ垦盘鲎挝牡盛型墨揎剑兰堡巫庭盟申请学位级别学科专业名称挝盘垄墨兰堡论文提交日期２００８．０７论文答辩时间２ＱＱ墨：ＱＺ：Ｑ§学位授予日期答辩委员会评阅人璐奎．—莹碰Ｌ一东北大学２００８年７月ＡＤｉｓｓｅｒｔａｔｉｏｎｉｎ．Ｍ————ａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ胛ＹＭ—●舢８㈣４Ｍ２舢０删９Ｍ９ＳｔｕｄｙｏｆＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＭｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄＨｏｔＲｏｌｌｉｎｇＰｒｏｃｅｓｓｏｎｔｈｅＨｉｇｈＭａｎｇａｎｅｓｅＳｔｅｅｌｓｂｙＷａｎｇＹｕｎｈｕｉＳｕｐｅｒｖｉｓｏｒ：ＰｒｏｆｅｓｓｏｒＤｉｎｇＨｕａＬｅｃｔｕｒｅｒＴｉａｎＸｕｅｆｅｎｇＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＪｕｌｙ２００８独创性声明本人声明所呈交的学位论文是在导师的指导下完成的。论文中取得的研究成果除加以标注和致谢的地方外，不包含其他人己经发表或撰写过的研究成果，也不包括本人为获得其他学位而使用过的材料。与我一同工作的同志对方０究所做的任何贡献均己在论文中作了明确的说明并表示谢意。＼学位论文作者签名：江云多矽日期：ｚ一产矿．７．厂学位论文版权使用授权书本学位论文作者和指导教师完全了解东北大学有关保留、使用学位论文的规定：即学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和磁盘，允许论文被查阅和借阅。本人同意东北大学可以将学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索、交流。另外，如作者和导师不同意网上交流，请在下方签名；否则视为同意。学位论文作者签名：导师签名：签字日期：签字日期：土Ⅱ东北大学硕士学位论文摘要高锰钢变形机制及热轧工艺研究Ｉ廿●摘要ｌ为了满足汽车工业对安全性、经济性、环保以及表面质量的要求，钢铁工业正在不断的改进创新。在２ｌ世纪，大多数汽车钢的研究主要集中在开发新型ＵＨＳＳ来满足超轻钢汽车车身（ＵＬＳＡＢ）计划。这些钢种包括双相钢、相变诱发塑性（ＴＲＩＰ）钢、孪晶诱导塑性（ＴＷＩＰ）钢和硼钢。ＴＲＩＰ（ＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）钢又称相变诱发塑性钢，ＴＲＩＰ钢板具有高的强度、延展性和冲压成形能力，用作汽车钢板可减轻车重、降低油耗，同时有较强的能量吸收能力，能够抵御撞击时的塑性变形，显著地提高了汽车的安全等级，具有明显的优越性。ＴＷＩＰ（ＴｗｉｎｓＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）钢是通常是指锰含量为１５％～３０％的高锰钢，ＴＷＩＰ效应又称孪生诱发塑性效应，是指超高锰钢中因为机械孪晶的形成而具有的不寻常的塑性。ＴＷＩＰ钢由于具有高的加工硬化率、高的延展性、高的强度等一系列优良的机械性能，因此在未来的汽车工业生产中具有广阔的发展和应用前景。本文以锰含量为ｌ８．８％和２３．８％的两种高锰奥氏体钢作为研究对象，研究了不同锰含量的高锰钢在不同变形量时的组织和变形机制，以及热轧高锰钢的组织和力学性能，并分析了两种钢的拉伸应变硬化行为。为大规模工业生产、应用提供了理论基础与实验依据。本文的实验内容包括：（１）通过光学显微镜、透射电镜以及Ｘ射线衍射分析了１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ实验钢在室温下，应变速率为１×１０。３／ｓ时不同变形量的显微组织和变形机制。ｌ８．８Ｍｎ实验钢塑性变形初期为位错滑移和ＴＲＩＰ效应：变形中期主要以ＴＷＩＰ效应为主；变形后期主要发生ＴＲＩＰ效应，在整个变形过程中都伴随着ＴＲＩＰ效应发生。２３．８Ｍｎ实验钢变形机制主要是ＴＷＩＰ效应。√，【２）通过对两种实验钢的真应力真应变曲线分析，微观组织的观察以及Ｘ射线衍射对不同变形量时相组成的测定，探讨了拉伸硬化阶段曲线所遵循的规律。对１８．８Ｍｎ钢的变形分为四个阶段：１）弹性变形阶段；２）塑性变形的线性阶段；３）塑性变形的非线性阶段；４）马氏体开始屈服阶段。对２３．８Ｍｎ钢变形分为三个阶段：１）弹性变形阶段；２）塑性变形的线性阶段；３）塑性变形的非线性阶段。东北大学硕士学位论文摘要（３）研究了锰含量为１８．８％的热轧实验钢的力学性能与组织组成，其抗拉强度达９３０ＭＰａ以上，延伸率达４ｌ％以上，强塑积达３６ＧＰａ％以上。同时对锰在奥氏体钢中的强化机制进行了分析。锰元素的固溶强化并不是高锰奥氏体钢最主要的强化机制，应力诱发的相变强化及ＴＷＩＰ效应才是关键的强化机制。；关键词：ＴＲＩＰ钢，ＴＷＩＰ钢，奥氏体钢，强度，塑性，应变硬化飞…▲东北大学硕士学位论文ＡｂｓｔｒａｃｔＳｔｕｄｙｏｆＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＭｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄＨｏｔＲｏｌｌｉｎｇＰｒｏｃｅｓｓｏｎｔｈｅＨｉｇｈＭａｎｇａｎｅｓｅＳｔｅｅｌｓＡｂｓｔｒａｃｔＴｏｍｅｅｔｔｈｅｎｅｅｄｓｏｆｖｅｈｉｃｌｅｓｓｕｃｈａｓｓａｆｅｔｙ，ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ，ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔａｌ，ｒｅｓｐｏｎｓｉｂｉｌｉｔｙａｎｄｇｏｏｄｓｕｒｆａｃｅｑｕａｌｉｔｙ，ｔｈｅｓｔｅｅｌｉｎｄｕｓｔｒｙｉｓｃｏｎｓｔａｎｔｌｙｍａｋｅｐｒｏｇｒｅｓｓ．Ｂｙｔｈｅ２１ｓｔｃｅｎｔｕｒｙ，ｍｏｓｔｐｒｏｊｅｃｔｓｏｆａｕｔｏｍｏｂｉｌｅｓｔｅｅｌｓｈａｖｅｂｅｅｎｆｏｃｕｓｅｄｏｎｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇｎｅｗｋｉｎｄｓｏｆＵＨＳＳａｎｄｎｅｗｓｔｙｌｅｓｔｅｅｌｓｔｏｍｅｅｔｔｈｅｎｅｅｄｓｏｆｔｈｅｐｌａｎｏｆｕｌｔｒａｌｉｇｈｔｓｔｅｅｌａｕｔｏｂｏｄｙ（ＵＬＳＡＢ）．Ｔｈｅｓｅｓｔｅｅｌｓｉｎｃｌｕｄｅｄｕａｌ—ｐｈａｓｅｓｔｅｅｌ，（ＴＲＩＰ）ｓｔｅｅｌ，ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ（ＴＷＩＰ）ｓｔｅｅｌａｎｄＢｏｒｏｎｓｔｅｅｌ．ＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ（ＴＲＩＰ）ｓｔｅｅｌｓｅｘｈｉｂｉｔａｓｕｐｅｒｉｏｒｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎｏｆｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｄｕｃｔｉｌｉｔｙｃｏｍｐａｒｅｄｔｏｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｈａｒｄｅｎｅｄｓｔｅｅｌｓａｎｄｓｏｌｕｔｉｏｎｈａｒｄｅｎｅｄｓｔｅｅｌｓ．ＴＲＩＰｓｔｅｅｌｓｍｅｅｔｔｈｅｓｅｒｅｑｕｉｒｅｍｅｎｔｓｔｈａｔｔｈｅｗｅｉｇｈｔｄｅｃｒｅａｓｅｆｏｒｆｕｅｌｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙａｓｗｅｌｌａｓｔｈｅｓａｆｅｔｙｉｓｃｏｎｔｉｎｕｉｎｇｔｏｂｅｍａｊｏｒｃｏｎｃｅｒｎｓｉｎａｕｔｏｍｏｂｉｌｅｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ．ＴｈｅｌａｒｇｅｓｃａｌｅｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｏｆＴＲＩＰｓｔｅｅｌｓｈｅｅｔｓｈａｓｂｅｃｏｍｅａｆａｃｔｗｉｔｈｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔａｎｄｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ，ａｎｄｔｈｅａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｓｐｅｃｔｗｉｌｌｂｅｗｉｄｅｒ．ＴＷＩＰｓｔｅｅｌｉｓｍａｉｎｌｙｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｗｉｔｈＭｎｍａｓｓｃｏｎｔｅｎｔｓｏｆ１５％－３０％，ＴＷＩＰｉｓｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｅｆｆｅｃｔ，ａｎｄｉｔｃａｎｉｎｄｕｃｅｕｎｕｓａｌｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｂｅｃａｕｓｅｏｆｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎｕｌｔｒａｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌ．ＴＷＩＰｓｔｅｅｌｓｅｘｈｉｂｉｔｓｏｍｅｓｐｅｃｉａｌｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｓｕｃｈａｓｈｉｇｈｗｏｒｋ－ｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ｌａｒｇｅｅｌｏｎｇａｔｉｏｎａｎｄｈｉｇｈｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈ．Ｔｈｅｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔａｎｄａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｗｉｌｌｂｅｗｉｄｅｒｉｎｔｈｅｖｅｈｉｃｌｅｉｎｄｕｓｔｒｙｉｎｔｈｅｆｕｔｕｒｅ．Ｉｎｔｈｉｓａｒｔｉｃｌｅ，ｔｗｏｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｎｔｅｎｔｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅａｕｓｔｅｎｉｔｅｓｔｅｅｌｓ（１８．８Ｍｎａｎｄ▲２３．８Ｍｎ）ａｒｅｓｔｕｄｉｅｄ．ＴｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎＭｎｃｏｎｔｅｎｔｓａｎｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｓａｍｐｌｅｓｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄ，ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇｓｔｅｅｌａｎｄｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒａｉｎｈａｒｄｅｎｉｎｇｂｅｈａｖｉｏｕｒｓｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅｓｅａｒｅｍａｎｙｃｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓｃａｎｏｆｆｅｒｇｉｓｔｏｆｔｈｅｏｒｙａｎｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｆｏｒｃｏｍｍｅｒｃｉａｌｒｕｎ．Ｔｈｅｃｏｎｔｅｎｔｓｏｆｔｈｉｓａｒｔｉｃｌｅｉｎｃｌｕｄｅｆｏｌｌｏｗｉｎｇｉｔｅｍｓ：ＩＶ东北大学硕士学位论文Ａｂｓｔｒａｃｔ（１）Ｂｙｔｈｅｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ，ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＴＥＭ）ａｎｄＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ，ｔｈｅｓｔｅｅｌｏｆｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｄｅｆｏｒｍｉｎｇａｍｏｕｎｔａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｔｈａｔｔａｋｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒａｉｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｏｆｒｏｏｍ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｗｉｔｈｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｏｆ１０一／ｓ．Ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｅｆｏｒｍｉｎｇａｍｏｕｎｔｗｅｒｅａｎａｌｙｚｅｄ，ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｉｎｄｉｃａｔｅｓｔｈａｔｗｈｅｎｔｈｅｒｅｅｘｉｓｔｂｏｔｈＴＲＩＰｅｆｆｅｃｔａｎｄ《，１＜ＴＷＩＰｅｆｆｅｃｔｉｎｓｔｅｅｌｄｕｒｉｎｇｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒａｉｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ，ｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎａｎｄＴＲＩＰｈａｐｐｅｎｓｅａｒｌｉｅｒ；ｔｈｅＴＷＩＰｈａｐｐｅｎｓｉｎｔｈｅｍｅｄｉｕｍ－ｔｅｒｍ；ｔｈｅＴＲＩＰｉｎｔｈｅｌａｓｔ．Ｔｈｅ２３．８ｈａｐｐｅｎｓＭｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｅｘｉｓｔｂｏｔｈＴＲＩＰｅｆｆｅｃｔ．ＡｎｄＴＷＩＰｅｆｆｅｃｔ，ｂｕｔｔｈｅＴＷＩＰｅｆｆｅｃｔｂｅｃｏｍｅｓｔｈｅｍａｉｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌ．（２）ＴｈｅｉｎｄｕｒａｔｉｏｎｓｔａｇｅｏｆｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄｂｙｔｈｅｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓａｎｄｔｒｕｅｓｔｒａｉｎＣＵｒＶｅＳ．ｏｆｔｈｅｔｗｏｋｉｎｄｓｏｆｓｔｅｅｌｓａｎｄｔｈｅｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ，ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＴＥＭ）ａｎｄＸｒａｙａｎａｌｙｓｉｓｄｉｓｃｕｓｓｅｄ，ａｎｄａｎａｌｙｓｉｓｗｈａｔｌａｗｈａｖｅｆｏｌｌｏｗｅｄ．Ｔｈｅ１８．８Ｍｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｏｕｌｄｂｅｄｉｖｉｄｅｄｉｎｔｏｆｏｕｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔａｇｅｓ：１）ｅｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｈａｓｅ；２）ｔｈｅｌｉｎｅａｒｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｔａｇｅ；３）ｔｈｅｎｏｎｌｉｎｅａｒｏｆｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｓｔａｇｅ．４）ｔｈｅｂｅｇｉｎｎｉｎｇｏｆｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｙｉｅｌｄｓｔａｇｅ．Ａｎｄｔｈｅ２３．８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｃｏｕｌｄｂｅｄｉｖｉｄｅｄｉｎｔｏｔｈｒｅｅｄｉｆｆｅｒｅｎｔｓｔａｇｅｓ：１）ｅｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｈａｓｅ；２）ｔｈｅｌｉｎｅａｒｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｔａｇｅ；３）ｔｈｅｎｏｎｌｉｎｅａｒｏｆｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｓｔａｇｅ．（３）Ｔｈｅｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｏｆｔｈｅ１８．８Ｍｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ，ａｎｄｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄ．ｔｈｅｕｌｔｉｍａｔｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈｉｓ９３０ＭＰａ，ｔｈｅｅｌｏｎｇａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓｉｓ４１％．ＡｎｄｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｅｆｆｅｃｔｏｆｔｈｅＭｎａｍｏｎｇｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌｈａｖｅｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄ．ＴｈｅｓｔｕｄｉｅｄｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｔｈｅｓｏｌｕｔｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｉｓｎｏｔｔｈｅｍａｉｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｉｎｔｈｅｈｉｇｈＭｎａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌ，ａｎｄｔｈｅｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｅｆｆｅｃｔｉｓｔｈｅｉｍｐｏｒｔａｎｔｍｅｃｈａｎｉｓｍ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＴＲＩＰｓｔｅｅｌ，ＴＷＩＰｓｔｅｅｌ，ｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅａｕｓｔｅｎｉｔｅｓｔｅｅｌ，ｓｔｒｅｎｇｔｈ，ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｓｔｒａｉｎｈａｒｄｅｎｉｎｇ．Ｖｌｌ－东北大学硕士学位论文目录目Ｉ录独创性声明…………………………………………………………………………………………．．Ｉ摘要……………………………………………………………………………………………………．１ｌ伊＾Ａｂｓｔｒａｃｔ……．．…．……．…．．．……………．………．……．…．．．．．…………．…………．……．………．．．．．ＩＶ目录…………………………………………………………………………………………………．．ＶＩｌ第一章绪论………………………………………………………………………．１１．１概ｉｚ匿……………………………………………………………………………………………．．１１．２低锰ＴＲＩＰ钢的形成机理…………………………………………………．３１．３低锰ＴＲＩＰ钢的合金成分及其作用………………………………………．．４１．４低锰ＴＲＩＰ效应的影响因素…………………………………………………．５１．５高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的形成机理…………………………………………．．７１．６高锰ＴＲｌＰ／ＴＷＩＰ钢的合金成分及作用…………………………………８１．７ＴＲｌＰ／ＴＷＩＰ效应的影响因素………………………………………………………．．１１１．７．１层错能对ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应的影响………………………………１１１．７．２加工工艺及其温度对ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应的影响…………………１３１．８ＴＲＩＰ／ＴＷｌＰ钢的研究现状与发展趋势………………………………一１３１．９研究的目的、意义及其主要内容………………………………………１６第二章实验材料制备及实验方法………………………………………………１９２．１实验材料…………………………………………………………………．１９２．１．１实验材料的化学成分设计………………………………………。１９２．１．２实验材料的熔炼…………………………………………………．．２０２．１．３实验钢拉伸试样的加工及热处理工艺………………………………２０２．２实验方法……………………………………………………………………．２１２．２．１拉伸实验…………………………………………………………２１２．２．２组织观察……………………………………………………………２１第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究……………………………………。２３３．１引言…………………………………………………………………………………………．．２３３．２１８．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量组织演变分析…………………………２３３．２．１实验钢不同拉伸变形量的显微组织及其分析……………………２４３．２．２实验钢不同拉伸变形量的ＴＥＭ组织观察………………………．２６３．２．３Ｘ射线衍射分析………………………………………………………２７３．３２３．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量组织演变分析……………………………３１３．３．１实验钢不同拉伸变形量的显微组织及其分析……………………３２ＶＩｌ东北大学硕士学位论文目录３．３．２试验钢不同拉伸变形量的ＴＥＭ组织观察………………………．３３３．３．３Ｘ射线衍射分析…………………………………………………３４３．４两种实验钢的应变硬化行为分析……………………………………．３８３．５小结……………………………………………………………………………………………４３第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究…………………………………．４５４．１引言……………………………………………………………………………………………４５４．２热轧实验钢实验结果和分析……………………………………………４５，’＿４．２．１力学性能测试………………………………………………………一４５４．２．２热轧实验钢扫描电镜观察………………………………………．４８４．２．３热轧实验钢Ｘ射线和ＴＥＭ分析…………………………………４９４．２．４实验钢拉伸断口分析………………………………………………．５３４．３热处理对实验钢力学性能的影响………………………………………５４４．４ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的特点…………………………………………………………………５５４．５／Ｊ、Ｉ；占．．…．…．……．…．．………．…．．…．…．……………．……………．…………．…．……．．．．！；７第五章结论……………………………………………………………………５９参考文献……………………………………………………………………………．６ｌ弱【谢……………………………………………………………………………………………………６５Ⅷ东北大学硕士学位论文第一章绪论第一章绪弟一早珀论了匕１．１概述由于７０年代爆发的石油危机，使人们深刻的认识到节约能源的重要性。因此各国汽车制造商开始将减轻车重（汽车轻量化）作为汽车发展的主要方向，并由此引发了以高强度钢（ＨＳＳ：ＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＳｔｅｅｌ）替代普通碳素钢板的变革。当石油危机结束后，人们对汽车的舒适性、安全性、速度和环保提出了更高的要求，汽车的轻量化也就成为汽车行业的长期目标，高强度钢（ＨＳＳ）在汽车上的应用也日益普及。经过数十年的发展，人们对开发研制高强度钢板的重要性及其在汽车工业中的广泛用途有了更为深刻的认识。在汽车公司的支持下，国际上大型钢铁集团联合，成立了轻量化钢车身（ＵＬＳＡＢ：ＵｌｔｒａＬｉｇｈｔＳｔｅｅｌＡｕｔｏＢｏｄｙ）协会，ＵＬＳＡＢ协会【ｌＪ计划共同研究开发ＨＳＳ钢以减轻车重、降低能耗、提高汽车品质，并证明车身减重２０％（２０５ｋｇ），制造成本降低１０％左右是可行的。在２０００年的日产汽车中ＨＳＳ钢已占全部材料的５０％，其最高强度达到１５００ＭＰａ。显示了可以通过使用高强度钢结合新设计和合适的制造工艺来应对汽车车身轻量化的挑战。北美汽车联合会认为，这种轻量化的思想，不仅适用于轿车系列，也同样适用于其它汽车，包括载重车、客车等。ＵＬＳＡＢ计划中用的钢板９０％是屈服强度在２１０ＭＰａ～４２０ＭＰａ范围的高强度钢，２．５％是屈服强度超过５５０ＭＰａ的超高强度钢，而９０年代以前使用高强度钢的比例一般仅仅在２０％＂－－４０％之间，这基于以下原因：（１）新的制造技术诸如激光焊接技术（ＬＷＢ：ＬａｓｅｒＷｅｌｄｅｄＢｌａｎｋｓ）和钢管液压成形技术等的发展和成熟；（２）高强度钢研究开发的成熟；（３）大大增加了镀锌板的使用。使用厚度减薄的高强度钢板制造零件时必需保证其抗穿孔腐蚀性能，从而满足长期的安全性需求。同时作为车身的结构材料高强度钢比其他轻金属更有利，比如它和铝合金相比１２】：（１）钢的弹性模量是铝合金的三倍，钢具有更好的抗弯抗扭转性能。（２）高的抗疲劳性能，在相同强度条件下是铝的两倍。（３）在成形性能方面铝合金是钢的２／３。（４）钢的硬度超过铝，而且焊接性能比铝好，同时钢的铁磁效应为其回收提供了更有利的条件。（５）高的应变率敏感性：钢具有正的应变率敏感性，即随着应变的提高，钢的强度和吸收能都将提高，而铝合金是应变不敏感材料，从这一点来讲是不适合做抗撞击零件的。．１·东北大学硕士学位论文第一章绪论基于上面各种因素，ＵＬＳＡＢ．ＡＶＣ（ＡｄｖａｎｃｅｄＶｅｈｉｃｌｅＣｏｎｃｅｐｔｓ先进汽车概念）计划致力于钢应用性能的开发，以更有效地使用高强钢实现以下的改进：（１）满足２００４版碰撞安全要求：（２）显著提高燃料功效；（３）在排放、节能和回收利用方面对环境友好；（４）成本不高又可大量制造的。这项计划中先进高强钢（ＡＨＳＳ钢）的使用大大增加。正因为汽车轻量化是大趋势，因此优质高强度钢的使用成了潮流ｐ】。总之，在汽车工业上使用高强度钢钢板的主要原因如下：１）通过提高高强度薄规格钢板的使用量来减轻乘用车重量、减少燃料消耗和汽车排放。２）通过提高防冲撞性能，提高汽车的被动安全性，以获得更好的乘客安全性。３）来自于其它轻量化材料特别是铝合金，镁合金和塑料的激烈竞争。目前相当部分的车身零件用的是安全性有限的软钢，而新的具有优异动态性能的先进高强钢（ＡＨＳＳ）已经开发出来，可以满足汽车行业的要求。ＡＨＳＳ包括双相钢（ＤＰ）、相变诱发塑性钢（ＴＲＩＰ）、孪晶诱导塑性钢（ＴＷＩＰ）、复相钢（ＣＰ）和马氏体钢（Ｍ）等，这些钢种的特征是屈服强度大于３００ＭＰａ，抗拉强度大于６００ＭＰａ。为了提高强度，现在通用的强化方法如图所示。这些强化方法主要是固溶强化、沉淀强化、形变强化以及这些强化机制的结合。一涮一ＨｓＥＬＣ，ＩＦ＋８ＨＬ垒笸划Ｐ。ＳＩ．‘脚Ｓｏｌｄ●ｏ．ｕ■∞ｈ■口●ｎ●—●隧一圈Ｓ砘ｍ－－，ｉｍｄ．·Ⅵ《ｇｒｉｎ·－ｏｔ。‘。。。。。Ｈｙｂｒｉｄｓ∞．Ｔ＾ｐ．口，＾图１．１低合金汽车钢板的强化机制Ｆｉ９１．１Ｔｈｅｈａｒｄｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｌｏｗａｌｌｏｙａｕｔｏｍｏｂｉｌｅａｒｍｏｒｐｌａｔｅ但是，在大多数传统的高强度钢中，随着强度的提高，通常伴随了延伸率的下降。而最近发展的先进高强度钢（ＡＨＳＳ）贝０可以在提高强度的同时，不降低延伸率，如下图１．２所示１４Ｊ。由图１．２可见，双相钢、相变诱发塑性钢和孪晶诱导塑性钢有良好的强度塑性匹配。实际上，这些钢表现出的是更高的应变硬化性能和更好的均匀延伸率。这些性能对于汽车制造者是非常有吸引力的。在冲压成型时以及高能撞击时，材料所具有的高的能量吸收性能，对于提高材料的安全性是非常－２－东北大学硕士学位论文第一章绪论重要的。１４００１３ＯＯ一１２００龟正】－ｌｏｏ越】．ｏｏｏ鼎９００８００７００６００５ＯＯ４ＯＯ３ＯＵ１图１．２各种高强度汽车用钢的强度塑性比较Ｆｉｇ１．２Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｏｆｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｏｆｖａｒｉｏｕｓｓｔｅｅｌｓｆｏｒｃａｒ在满足汽车安全性方面，主要是对两类钢的应用：１．具有高吸能潜力、抗拉强度低于１０００ＭＰａ的高强度钢，典型的是ＤＰ、ＴＲＩＰ和ＴＷＩＰ钢，适用于汽车碰撞和冲击等出现动态载荷的情况。２．极高强度钢，如马氏体钢，具有极高的抗拉强度（１２００ＭＰａ以上），可以提供高的刚性，因而可作为抗干扰，载荷传递屏障等保护乘客。１．２低锰ＴＲＩＰ钢的形成机理相变诱发塑性钢是根据钢的合金化和相变原理，采用特定的化学成分和独特的热处理工艺，并充分运用了钢中“相变诱发塑性效应＂这一独特的强韧化手段。首先将钢在两相区（ａ＋丫）进行等温退火，等温退火之后微观组织包括低碳的铁素体和高碳的奥氏体。但是在这个阶段，奥氏体含碳量基本在０．３％左右，这个碳含量在室温下获得稳定奥氏体是不够的。需进行中温贝氏体等温淬火，这样会使奥氏体进一步富碳，从而使得钢中有较大量稳定性适当的奥氏体在室温下保留下来，称作残余奥氏体１５】。当这种钢受到载荷作用发生变形时，就会使钢中的残余奥氏体发生应变诱发马氏体相变，这种相变使得钢的强度，尤其是塑性显著提高，故称之为“相变诱发塑性效应＂，简称“ＴＲＩＰ效应＂。残余奥氏体的ＴＲＩＰ效应可解释为【６ｌ：．３．东北大学硕士学位论文第一章绪论（１）拉伸变形时在最大变形部位首先诱发马氏体相变，使局部强度提高，难于继续变形，变形向未发生马氏体相变的其他部位转移，推迟了颈缩的形成。（２）拉伸变形时局部应力集中因马氏体相变而松驰，推迟了裂纹的产生。（３）残留奥氏体与ａ呈共格关系，高能界面不利于裂纹的扩展，上述效应在宏观上表现为拉伸延伸率、特别是均匀延伸率的提高。１．３低锰ＴＲＩＰ钢的合金成分及其作用利用Ｚａｃｋａｙ［７ｌ等对高合金均质后稳定奥氏体钢中相变诱发塑性的最初观察方法，研究人员发现在一种中碳含硅Ｃ．Ｍｎ钢中１８－１０Ｊ，经临界区退火，并在贝氏体区等温相变的过程中也出现奥氏体稳定性现象，而这一现象可用于连续退火的钢板生产线。这一发现开辟了新一代低合金高强度成形用ＴＲＩＰ钢板产品的道路。这类钢特别适用于汽车的苛刻需求，具备高强度（抗拉强度５００ＭＰａ＂－－１０００ＭＰａ），高成形性（８０ｍｍ标距、延伸率２０％＂－＇４０％）和高应变率变形时的高动态吸能特性。合金元素是生产ＴＲＩＰ钢的基础，ＴＲＩＰ钢的优良特性和对其性能进一步研究也与合金元素有关，研究合金元素的含量以及作用成为研究相变诱发塑性钢的热点之一。合金元素对相变温度改变从而改变钢中的各相的稳定性和相变动力，抑制或者促使某些相变的的发生，这对实际生产线上的工艺参数的调整有很重要的意义。同时合金元素还起到固溶强化、析出强化等作用从而对钢的力学性能产生重要影响。低锰ＴＲＩＰ钢的合金元素主要是碳、硅、锰和铝。含碳量决定了各相的特点，碳是奥氏体稳定元素，并通过影响残余奥氏体中的碳含量来影响残余奥氏体的稳定性，使形成残余奥氏体的温度降低至室温，从而获得最佳力学性能【ｌｌｌ。一般的残余奥氏体中碳含量高时，残余奥氏体的稳定性高，反之，碳含量低时残余奥氏体的稳定性低。碳元素还使马氏体的硬度得到提高，使工件最终的抗拉强度升高。当钢板碳含量太低时则不易于ＴＲＩＰ效应显现，含碳量太高则焊接性差，延伸率也受影响，一般碳含量在０．１～０．４０Ａ之间，为保持钢板较好的焊接性，碳含量一般取小值。现在对低锰钢的研发趋势是减少碳含量，但减少碳含量钢板的力学性能相应降低，为提高力学性能，常常要添加一些强化元素。锰是奥氏体稳定元素，它能降低奥氏体的相交温度。锰的存在有利于残余奥氏体的形成，延迟珠光体的形成，扩大了可实际应用的冷却速率，为工业化实际生产奠定了基础。锰还通过固溶强化来提高铁素体基体的强度．奥氏体中锰含量越高则室温下残余奥氏体的含量越高，在低锰ＴＲＩＰ钢锰含量一般在１～２％之间。．４．东北大学硕士学位论文第一章绪论硅是铁素体形成元素，促进了退火冷却过程中铁素体的形成，在等温处理的过程中，碳化物的形成被硅所抑制，同时硅元素提高了铁素体中碳的化学位，使奥氏体中碳含量增加，易保留至室温形成残余奥氏体，并且残余奥氏体中碳含量较高，使它的稳定性提高。但硅含量过高会使钢板的热轧性能降低，因高含量的硅会形成稳定的氧化物，在热镀锌生产线中隔断锌液，降低钢板的润湿性能，使钢板表面质量下降，工件覆镀性差１１２】。降低硅含量或用铝替代硅是ＴＲＩＰ的研发趋势，ＣＭｎＡＩ．ＴＲＩＰ钢更易用连续热镀锌生产线生产，这样的优点是ＴＲＩＰ钢所需的最终多相组织可以和表面镀锌保护层一同得到，降低生产成本，提高了钢板的竞争能力。硅同锰一样也可使铁素体基体得到强化。铝同硅一样可以影响相变动力，但却具有不影响表面质量的优点。铝是很强的铁素体稳定元素，能够在提高奥氏体的体积含量的同时细化晶粒，含铝ＴＲＩＰ钢板的残余奥氏体含量及碳在残余奥氏体中的聚集度都比不含铝的高。但铝提高了相变温度，使双相区退火的范围扩大，阻碍了双相区退火时的完全奥氏体化，使马氏体的转变温度升高。现在对ＴＲＩＰ钢中铝的作用有两种不同的观点：一种认为尹可以用铝部分的替代硅，使残余奥氏体中的碳含量提高：一种是用铝完全替代硅，使表面质量和延伸率都有提高，但高含量的铝会引起严重的铸造问题，同时由于铝的强化能力较硅弱，完全替代硅后材料的抗拉强度降低，必须添加其它强化元，素来提高强度。铝同含量较高的碳或同磷一起使用时效果较好。铝元素可以影响ＴＲＩＰ效应，使钢板的抗拉强度和冲击性能产生变化。研究表明铝对低硅含量ＴＲＩＰ钢板的铁素体强度影响相对较小，１％铝含量可以升高２０ＭＰａ的强度，在不含硅的钢中甚至没有强度增长的现象出现，说明铝对强度的影响不灵敏，铝和硅同时作用时对强度的影响才显著体现【１３】。当铝含量为２％时，钢板中有马氏体产生，使硬度显著提高，相变过程中有铁素体的预屈服现象出现，马氏体的产生使冲击性能受到破坏。同时随着硅含量的升高，试样中残余奥氏体的含量增加。１．４低锰ＴＲＩＰ效应的影响因素低锰ＴＲＩＰ钢的影响因素包括：（１）残余奥氏体的奥氏体对ＴＲＩＰ效应的影响主要是残余奥氏体的晶粒度和形状。研究表吲１４ｌ，奥氏体晶粒度越大，贝氏体转变区等温形成的贝氏体板条柬越大，在贝氏体板条束间残留的奥氏体晶粒增大，奥氏体稳定性下降并且在随后的冷却过程中趋向于转变成下贝氏体或马氏体，或者室温时处于亚稳态。残余奥氏体在贝氏体亚单元间呈现薄膜状延伸性最好，块状的残余奥氏体容易在很小的·５－东北大学硕士学位论文第一章绪论应变下就转变为马氏体，因此对ＴＲＩＰ效应贡献不大【１５Ｊ。ＳｕｇｉｍｏｔｏＫｌｌ６ｌ同样认为膜状残余奥氏体比孤岛状残余奥氏体的平均强度高。（２）铁素体延性较好易吸收残余奥氏体向马氏体转变引起的体积膨胀，对ＴＲＩＰ效应具有辅助作用。目前，研究铁素体对性能影响的报道较少【１７１，仅限于双相钢中，大多数研究的是ＴＲＩＰ钢中残余奥氏体及成分对性能的影响。ＺａｒｅｉＡＺｌｌ。７Ｊ等认为铁素体量的变化与奥氏体中碳含量和合金元素有直接的关系，合适的铁素体及大量的残余奥氏体是钢获得良好塑性的前提条件。对两相区等温加热至珠光体出现前缓冷的研究表明【ｒ７１，冷却速度大于５００Ｃ／ｓ可使铁素体量增加、铁素体中碳含量降低、残余奥氏体量增加、残余奥氏体稳定性提高、屈服强度降低、均匀伸长率和总伸长率增加，但基本不影响抗拉强度。ＺａｒｅｉＡＺｌｌ８Ｊ等认为，如果铁素体量过多，会在随后的冷却过程中形成珠光体，降低残余奥氏体中的碳、锰含量和残余奥氏体的稳定性，影响力学性能。对形变热处理而言，两相区的连续冷却，生成由多边形和针状铁素体组成的混合组织，可进一步分割母相奥氏体晶粒，使得残余奥氏体晶粒更细小，稳定性提高，从而改善强度和塑性。ＳａｋｕｍａＶ等Ｉ”】观察出现连续屈服的试样时发现，连续屈服特性和奥氏体向马氏体的转变与铁素体中产生的位错有关。在铁素体基体中引入高密度的位错有利于增加应变硬化率和提高强度。（３）铁素体和残余奥氏体主要对塑性有影响，而贝氏体主要对强度有影响。大量实验结果证实【１９－２引，在ＴＲＩＰ钢的贝氏体转变区等温加热，碳仍会向未转变的奥氏体中扩散，使奥氏体表层富碳，从而进一步提高奥氏体中的碳浓度，阻碍贝氏体铁素体晶粒进一步长大。如果转变温度过高，碳向奥氏体中大量扩散，使得贝氏体铁素体晶粒过度长大，残余奥氏体量减少，钢的强度降低；转变温度过低，尽管碳大部分固溶于贝氏体铁素体中，贝氏体铁素体晶粒较小，钢的强度较高，但残余奥氏体量降低，使钢的塑性不足。非再结晶区的变形对贝氏体铁素体的晶粒尺寸有较大的影响。奥氏体的变形不仅影响贝氏体铁素体晶粒的形状和大小，而且对贝氏体铁素体板条束的晶体学取向有影响。未变形时，形成的贝氏体铁素体有相同或相似的晶体学取向：施加一定变形量后增加了贝氏体铁素体的形核点，减小了贝氏体铁素体的晶粒尺寸及增加了具有相同取向的贝氏体铁素体量，细化了贝氏体铁素体，有利于提高钢的强度并改善钢的韧性。（４）等温处理对ＴＲＩＰ效应也有重要影响。当ＴＲＩＰ钢等温处理的温度和时间不同，残余奥氏体的含量和力学性能也不同，等温时间延长，会使残余奥氏体的含量明显减少，随之力学性能也会降低，等温时间为３ｍｉｎ＇～５ｍｉｎ时，残余奥氏体的含量最高，工件的力学性能也最佳。等温温度为Ｍｓ＋（２０－－一３００Ｃ／ｓ）时可得到．６．东北大学硕士学位论文第一章绪论最高含量的残余奥氏体和最佳的力学性能。１．５高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的形成机理对于高锰ＴＲＩＰ钢发生的ＴＲＩＰ效应和低锰ＴＲＩＰ钢的形成机理是一样的，它们的区别在于：在高锰钢中，由于锰含量的急剧增加扩大了奥氏体区，使得高锰钢在热处理后的室温组织是奥氏体组织，而不是低锰ＴＲＩＰ钢的残余奥氏体组织、贝氏体和铁素体的混合组织。高锰ＴＲＩＰ钢在应力应变作用下发生马氏体相变对钢的塑性影响和低锰钢一致。ＴＷｌＰ（ＴｗｉｎｉｎｇＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）钢是一种锰含量超过１５％的新型钢种，它的一般工艺是经轧制、退火和淬火处理，其后基体组织为奥氏体，并伴有大量退火孪晶。ＴＷｌＰ效应与形变时的孪生密切相关，孪生作为塑性变形的一种机制，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。当晶体在切应力的作用下发生了孪生变形时，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，可是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ＴＷｌＰ钢的塑性非常优异。在轧制过程中，随着形变增加，孪晶会发生转动，在四个｛１１１）孪生面都会出现堆垛层错和孪晶，这样排列的孪晶因孪晶间的相互制约，在应变量增加时孪晶不能发生转动，沿轧制面排列。在外力作用下，随着应变增加，变形试样中观察到大量形变孪晶，即产生ＴＷＩＰ效应。ＴＷｌＰ效应也可分步解释为１４Ｊ：（１）拉伸变形最大的部位首先诱发孪晶，孪晶界阻止了该区滑移的进行从而导致位错的塞积，使局部的强度提高，难以继续变形，导致变形向其它应变较低区转移，从而推迟了颈缩的形成，极大提高了断后伸长率；（２）拉伸后的奥氏体晶粒内包含了大量的形变孪晶。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。实质上，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，使得ＴＷＩＰ钢在变形后获得非常高的抗拉强度。（３）由于孪晶与奥氏体基体的共格作用，高的界面能不利于裂纹的扩展，因此宏观表现为拉伸时的伸长率，特别是均匀伸长率的提高。．７．东北大学硕士学位论文第一章绪论１．６高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的合金成分及作用高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的合金成分主要是Ｍｎ元素，还含有一定量Ｓｉ和～以及微量的Ｃ元素。合金元素对这种钢的影响主要是影响奥氏体面心立方晶体的层错能，对于层错能的解释有一下几种解释１２５Ｊ：１．根据位错理论【２６１，奥氏体的滑移面和孪生面都是丫｛１１１｝，全位错柏氏矢量是１／２＜１１０＞，可分解为两个１／６＜１１２＞型的不全位错。两个不全位错之间的区域带组成了层错，错排所引起的能量变化称为层错能。层错由不全位错在切应力作用下扩展而成，它是克服位错弹性交互作用能而作的功，由此推导得到了层错能与层错宽度间的关系式。大部分研究者的数据都是根据这一关系测量层错宽度而得来的。２．从晶体结构学角度来看，在层错中原子和正常堆垛的能量差就是层错能。层错好象一片很薄的孪晶。在扩展位错间的滑移面上下发生了堆垛层错，堆垛错排使能量增加，增加值即为层错能。层错能可近似的等于两倍的退火孪晶界面能，层错能应包括体积能量和表面能量。当应变能和化学自由能之和（负值）足以抵偿表面能时，层错核心就自动扩展。３．从相自由焓角度来看，层错能反映了ｆｅｅ和ｈｃｐ两种结构的能量差，其数值随电子浓度的增大而降低。Ｈｉｒｔｈ认为纯金属的层错能值等于一层ｆｃｃ与ｈｃｐ原子结构的吉氏自由焓差，并推导了层错能与ＡＧ，．。之间的关系式。对于合金，还应考虑铃木效应。ＤｅｗｉｔＲ等计算了平衡态下ｆｅｅ晶体中溶质原子在层错处的偏聚，提出在相同的成分和温度下，ｆｅｅ与ｈｃｐ的自由能差不等于层错能。４．从层错形核机制考虑，层错能为层错区域化学自由能与应变能、界面能之差值。只有当层错能为一恒定负值时，层错才会自动扩展而发生ｅ马氏体相变。由上述可知，各研究者对层错能的定义是不同的，比较混乱，有必要加以统一。根据层错对相变、形变、滑移和孪生的重要影响，可以对层错能和层错形核能作如下定义：①层错能为避免造成混乱，定义由测量层错宽度、根据位错理论推导的公式计算的能量值为层错能。层错能实际上反映了层错所引起的应变能及合金元素偏聚引起的铃木效应。上述定义的层错能与习惯上称谓的层错能是一致的。该值就是各研究者试验测定的值，表示符号为），妒或ＳＦＥ。②层错形核能层错是在一定温度下奥氏体中存在的晶体缺陷。层错形核能是层错的存在使体系能量的变化值，符号为ＡＧｓＦｉｌｌ。相变时已存在的具有一定尺寸的层错成为相变核心。层错形核能与Ｃｏｈｅｎ定义的层错能意义基本上是一致的，即．８．东北大学硕士学位论文第一章绪论层错的存在所引起的层错晶体处的自由焓降低值ＡＧｃ与应变能ＡＧＥ、界面能ＡＧｓ值之和。ＡＧｃ为负值，△ＧＥ、ＡＧｓ为Ｊ下值。当然各项中都包含了溶质原子固溶的铃木效应。在高锰钢中合金元素对ＡＧｃ、ＡＧＥ和ＡＧｓ的贡献各不相同，宏观上表现出来的层错能和层错形核能不同，同样对于同一种元素不同的固溶量变化规律也有很大的差异。大多数合金元素对层错能的影响规律：当合金元素含量不大时随着合金元素的增加层错能降低随后又快速增加，即对层错能成抛物线影响规律。根据戴起勋、王安东【２７Ｊ对Ｆｅ—Ｍｎ合金的研究表明，在室温下层错能与合金元素之间存在这样的关系：），爹２），品＋荟ｑＭｒ（１．１）式中的Ｍ。为合金元素，ａ；为作用系数。有些合金元素的作用是非线性的，合金元素间还存在交互作用，ｒｏ是虚拟的纯），－Ｆｅ在室温下的层错能。其中ＡＧ７…为４６０＂－－＂５４４Ｊ／ｍｏｌ，根据戴起勋的计算ｙ品为３６－、－４２ｘ１０。Ｊ／ｃｍ２。取３８ｘ１０。７Ｊ／ｃｍ２。根据合金的性质和各研究者的研究结果计算得出【”１：艘。以一１．３４‰＋ｏ．０６（‰）２—５．５９１％一６０．６９（ｔＯｃ）％＋２６．２７ｔａｃ×（‰）％根据上面层错能的计算式锰能提高层错能，仅在碳含量很低时会降低层错能。戴起勋等研究了锰与碳、氮共同作用时的层错能，并绘出了不同锰含量以及不同碳氮含量时的层错能简图，它们的关系如图１．３所示：Ｐ己‘Ｉｏ×＝毒ｑ∞★／■图１．３锰对层错能的作用Ｆｉ９１．３ＥｆｆｅｃｔｏｆＭｎｏｎＳｔａｃｋｉｎｇＦａｕｌｔＥｎｅｒｇｙ．９．东北大学硕士学位论文第一章绪论根据上面层错能的计算关系式，硅是降低层错能。但是硅的加入，可以提高钢的强度和硬度。万见峰等用第一原理的离散变分法对Ｆｅ—Ｍｎ—Ｓｉ合金的电子结构分析指出，层错能的主要组成部分是电子能，迸一步研究表明层错能与电子浓度之间存在式１．２的关系：），＝％帝［（％）一圳（１．２）），和‰分别为计算体系和参考体系的层错能，ｅ／口和（∥口）。分别为相应体系的电子浓度，ｋ是常数。通过上式可以看出层错能随电子浓度的增加而降低。参考相关文献【２８ｌｋ取６．５时对于铁基合金材料层错能随电子浓度的变化关系可以简化为式（１．３）：），＝（１４０±删螂吲删（１．３）），随电子浓度的变化如图１．４所示在实线和虚线的范围内，当然这种方法只能粗略的说明层错能与电子浓度的关系。通过构造原子团原子分析得出，Ｓｉ增加了电子浓度，相应的减少了层错能。因而在冷却和形变过程中硅促进了丫一ａ相变，影响ＴＷＩＰ效应【２９１。所以Ｓｉ的含量～般３％左右。●譬童ｊ越擐嵋图１．４层错能与合金电子浓度的关系Ｆｉｇ．１．４Ｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｓｔａｃｋｉｎｇｆａｕｌｔｅｎｅｒｇｙａｎｄｔｈｅｅｌｅｃｔｒｏｎｃｏｎｓｉｓｔｅｎｃｙ～对层错能的影响和锰一样，加入～后合金母相中存在较多的ａ／２＜１１０＞全位错，ａ／６＜１１２＞不全位错数量减少且较窄，提高了层错能【３ｍ。因此强烈抑制丫＿ａ相变１３１１，起到稳定奥氏体的作用。但是铝含量高在浇铸方面存在弊端。Ａｌ的含量一般在３％左右。基于前人的工作，Ｇｒａｓｓｅｌ等人在所研究的Ｆｅ．Ｍｎ．Ｓｉ—Ａ１系合金中发现Ｆｃ一２５Ｍｎ一３Ｓｉ一３Ａ１合金具有最佳的ＴＷＩＰ效应。．１０．东北大学硕士学位论文第一章绪论１．７ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应的影响因素１．７．１层错能对ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应的影响层错能是与材料力学和物理性能密切相关的一个重要参数。影响层错能的主，要因素是合金的成分，另外还有温度、合金元素在层错处的偏聚、弹性应变、磁性转变等。层错能可以控制全位错和肖可莱半位错之间的转变【２７１。因此由层错能可以确定主要的变形方式和模型按照何种方式进行。主要的变形方式包括平行或者交叉的全位错滑动、半位错滑动、孪晶变形以及应变诱发马氏体变形。具有面心立方结构的奥氏体钢在外力作用下易通过滑移方式进行塑性变形，滑移过程是位错运动的结果，在一定条件下面心立方晶体中某些全位错将分解为两个肖克莱（（Ｓｈｏｃｋｌｅｙ）不全位错，其间形成堆垛层错。堆垛错排将使能量增加，增加值即为层错能。层错能越低组织结构中出现层错的几率大。层错能低的金属两个Ｓｈｏｃｌｅｙ不全位错间隔大，即扩展位错宽度大，其关系式１３２ｌ：ｄ．ＫｌＲｕ。ａ：ｚ＆７玎（１．４）、ｈ’７ｄ：扩展位错宽度；ｒ：层错能；肛：切变模量：ａ：晶格常数；Ｋ：常数在塑性变形过程中，不全位错只能在层错内滑移，产生孪晶或者交滑移需通过扩展位错局部束集来完成，形成一个束集位错线段，再在孪晶面或交滑移面上扩展开。这是一个在应力作用下热激活过程，因此需要束集能。根据Ｓｈｒｏｈ计算，束集能为１／ｌＯＧｂ２ｄ（Ｇ一剪切弹性模量；ｂ２一柏氏矢量：ｄ一扩展位错宽度），则产生交叉滑移的激活能即为其中一半１／５Ｇｂ２ｄ。可见层错能越小，ｄ越大，则产生孪晶或交滑移的激活能越大，即不易产生孪晶和交叉滑移。因此高锰钢在层错能较低时发生塑性变形过程中孪生和交叉滑移比较困难，位错移动性差。这时高锰钢的变形方式被马氏体相变所取代即发生ＴＲＩＰ效应。高锰钢的ＴＲＩＰ效应也就是马氏体的相变过程，对于高锰钢Ｙ－÷ａ相变有很多不同的观点，凯禾ｌＪ（Ｋｅｌｌｙ）－－钠Ｔ（Ｎｕｔｔｉｎｇ）－－文纳布尔（Ｖｅｎａｂｌｅ）：［重用透射和电子衍射方法发现，高锰钢中层错可能是马氏体的核心，丫一ａ转变要经过一中间状态一密排六方的ｃ相，即丫一ｃ—ａ电镜观察到马氏体总是在ｃ相接触处出现。特别是在两片ｃ相相交处出现１３３】。Ｓｃｈｕｍａｎｎ认为高锰钢相变机理为：奥氏体位错＿堆垛层错＿ｃ马氏体＿ａ马氏体。同时Ｃｈｒｉｓｔｉａｎ也指出，面心立方晶体中部分位错可以分解为滑移型肖克莱（ｓｈｏｃｋｌｅｙ）不全位错。其间形成的堆垛层错区域就可作为ｈ．ｃ．Ｐ的二维晶胚，层错位移即可从二维晶胚发展为三维的ｅ相内有高密度层错带存在．．１１－东北大学硕士学位论文第一章绪论Ｃｏｈｅｎ等人也认为“在面心立方母相中，ｓｈｏｃｋｌｅｙ不全位错每隔两层密排面运动，产生ｈ．ｃ．Ｐ，再略微调整就成为密排六方结构的ｅ相。母相中高应变缺陷使位错滑移，层错的重叠就形成ｅ相扩展。”Ｖｅｎａｂｌｅｓ指出“层错变厚，从面心立方相中产生极薄的密排六方ｇ相，由于所需切变和形变状态改变很小，所以极易形核。”这个ｅ相本身按马氏体机构形成，故称它为：ｅ一马氏体。ｅ相呈极细薄片状，同时它们的分布具有严格的取向。大量的资料证明ｅ相是丫＿÷ａ转变的中间相，即丫经过ｅ相转变为ａ马氏体。但也有人认为，不能排除Ｙ直接转变为ａ马氏体。在后一种情况下ｅ相也有促进ａ马氏体形成的作用。根据上面的分析可以看出，层错对高锰钢Ｙ—ａ相变起着重要的作用。当高锰钢在发生塑性变形时ＯｌｓｏｎＣｏｈｅｎ认为变形的奥氏体中交截的切变带为马氏体相提供了新的形变诱发形核位置。因此应力应变量同样对高锰钢的ＴＲＩＰ效应起着重要作用。随着锰含量的增加奥氏体向密排六方马氏体相变的吉布斯自由能ＡＧｒ８变为正值且大约在１１０ｍＪ／ｍ２＂－－－２５０ｍＪ／ｍ２之间，层错能大约在２５ｍＪ／ｍ２时，奥氏体钢的层错几率降低，同时扩展位错的宽度增加，此时在应力应变作用下不利于马氏体形核，而又没有达到产生交互滑移的束集能１／１０Ｇ６勿，因此只能产生ＴＷＩＰ效应。对于应力作用下的ＴＷＩＰ效应发生，原奥氏体组织中还必须有一定量的退火孪晶【３４１。对于退火孪晶的形成一般认为是在奥氏体晶粒长大过程中形成的，比较明显的事实是它在奥氏体晶粒异常长大时才形成【３５Ｊ。通过高温金相观察到，孪晶有角隅型、横贯奥氏体晶粒的单线、多线或多线相互平行的完整型，及半截式、台阶型等，其共同特点是由奥氏体晶界特定处首先形成，如图１．５所示，当晶粒Ａ通过晶界迁移而长大时，原子层在角隅处（１１１）面的堆垛顺序偶然发生错堆，就会出现一条共格的孪晶界（面），于是在角隅处形成了退火孪晶见图ａ，该孪晶通过大角度晶界的迁移而长大见图ｂ．在其长大过程中，如原子层又在（１１１）晶面再次发生错排而恢复原来的堆垛顺序时，又形成第二个共格孪晶（界），从而构成了孪晶带见图ｃ所示。高锰钢的ＴＷＩＰ效应也就是应力应变诱发孪晶的形成过程，即形变孪晶的形成，对于形变孪晶的形成一般认为孪晶的形成过程可借助位错增值的极轴机制１３６Ｊ来实现。设有一个竖直地穿过（１１１）面的极轴位错，其柏氏矢量具有螺形分量ａ［１１１］／３，即等于（１１１）晶面的间距，则此螺形位错使（１１１）面扭曲为竖直的螺旋面。如位于（１１１）面上的不全位错ａＩ，ｎｌ／ｂ一端被极轴所锚定，则不全位错只能绕着极轴转动，当它在（１１１）面上扫过一圈后就产生一个原子层的孪晶，同时又沿着螺旋面上升一层，这样不断的转动，上述过程重复进行就形成了一个孪生带。．１２．东北大学硕士学位论文第一章绪论ＡＡＡａｂＣ图１．５角隅处孪品、孪晶的形成和艮人过程示意图Ｆｉｇ．１．５Ｔｈｅｓｃｈｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍｏｆｔｗｉｎｉｎｇ，ｆｏｒｍｉｎｇａｎｄｇｒｏｗｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇａｔｃｏｒｎｅｒ１．７．２加工工艺及其温度对ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应的影响ＴＷＩＰ钢在热轧后采用的不同冷却及热处理方式对其性能有影响，在轧后采取空冷和淬火的钢板中，其组织为冷却过程中奥氏体不完全转变的产物，而且冷却速度越大，其组织中稳定相的数量越少，有一定量的铁素体【３４１。而轧后退火、水淬处理的钢板，其基体组织为奥氏体，并伴随大量的退火孪晶。因此要获得高塑性、高强度的先决条件是原始组织为退火孪晶，在随后的变形更容易产生ＴＷＩＰ效应。温度对高锰钢的影响表现为温度对层错能的影响，温度和压力等外界因素会改变原子间距，从而改变原子直径和点阵常数。层错能与层错宽度之间关系的表达式为：护篇·等ｆ１一等１㈦５，式中ｕ为切变模量；ｂ为全位错柏氏矢量；ｄ为层错宽度：ｕ为泊桑比。由上式可知，层错能随温度的变化主要与∥和ｂ有关。∥随温度降低而线性提高。ｂ则随温度降低而减小，因此层错宽度也会随温度而变化。一般认为随温度的提高），卵增大。１．８ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的研究现状与发展趋势ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的优良的性能主要是强度、延伸性都很高。ＴＲＩＰ钢的强塑积（ＴＳ×ＥＬ）一般均大于２００００ＭＰａ％。ＴＷＩＰ钢的抗拉强度约６００ＭＰａ，而延伸率极高约８０％。ＴＷＩＰ钢还有较高的能量吸收能力和没有低温脆性转变温度ｐ¨。比如在室温时能量吸收能力约为０．５Ｊ／ｍｍ，是传统深冲钢的两倍以上；在负１９６０Ｃ到２０００Ｃ形变温度区间内没有低温脆性转变温度１３引。两种钢的加工硬化指数ｎ值都较高，ＴＲＩＰ钢的加工硬化指数均在０．２以上，ＴＷＩＰ钢的ｎ值一般在Ｏ．４以上Ｉ＂Ｊ，而析出－１３·东北大学硕士学位论文第一章绪论强化系列钢则在０．２以下。两种钢在冲撞时吸收的能量较高，提高了安全性。对于未来汽车用钢，根据各国的共识，包括了固溶强化钢，烘烤硬化钢、沉淀硬化钢、双相钢及形变诱发塑性钢等，它们有很好的强度和塑性。相交诱导塑性和孪晶诱导塑性是以一种全新的思路对钢进行的强韧化，即利用组织中的奥氏体在受力过程中相变为马氏体而强化或者受力产生机械孪晶，同时材料塑性又会提高，从而实现的强韧最优组合，这种特性是其它钢种所不具备的。因此ＴＲＩＰ／ＴｗＩＰ钢是最有应用前景的汽车用钢，成为国际公认的新一代高强钢，在欧美国家投入了大量的人力、物力进行研究。特别是高校和钢铁公司的组合使得该类钢种的研究和生产化进展迅速Ｉ删，比如比利时鲁汉材料系的三个教研室都与钢厂合作，从各自不同的方向：如物理冶金、力学冶金和化学冶金等方面做了很多在国际上有影响的研究。鲁汉大学材料系与钢厂合作，己经生产出低硅ＴＲＩＰ钢。该钢有极好的表面质量并己成功应用于汽车工业。北美学者曾研究过冷轧和热轧过程中各种不同工艺途径（压下量、冷速、等温淬火时间和温度）对ＴＲＩＰ钢性能的影响，也研究过微合金含量对ＴＲＩＰ钢组织和性能的影响。德国高校曾对ＴＲＩＰ钢的强化机制：如流变行为、应变硬化速率、速率敏感度等做过细致的研究，并且有些研究成果已应用到ＴＲＩＰ钢的生产工艺中【４１１。而日本在这方面的研究更是走在世界前列，早在１９８７年，新同铁公司就对ＨＳＳ钢的各钢种的性能做了系统研究，其中包括ＴＲＩＰ钢的整个性能段。由于竞争，日本别的钢铁公司并未沿用新日铁的生产方法，而是另辟蹊径，研制出更新型的ＴＲＩＰ钢。目前发表的考伯钢铁公司生产的ＴＲＩＰ钢，是一种完全新型的以贝氏体为基体的ＴＲＩＰ钢。据其称该钢有目前最好的强韧性配合。作为近几年研究的高强塑ＴＷＩＰ钢主要成分是Ｆｅ，添加２５％到３０％的Ｍｎ，以及少量的舢、Ｓｉ和其他微量元素。这种高锰钢最早是在实验室中，在纯铁中加入锰铁得到的．发现钢中含锰７％～２０％，经水淬后得到单相奥氏体组织，这种钢有很好的流动性和韧性【４２ｌ。Ｓ．Ａｌｌａｉｎ等１４３】建立了一种模型模拟这种机械变形诱发的微观孪晶的产生。这种模型的架构主要是基于简单拉伸变形过程中的位错滑移，其中重要的因素是孪生过程中的平均自由位错路径的数量。这种模型在Ｔａｙｌｏｒ趋近和Ｓａｃｈｓ趋近中给出了一种中间法则，相对于自动协调方法来说更加容易计算，并且模拟的结果与实验结论也吻合的很好。他们参照锰含量为２２％的高锰奥氏体钢室温拉伸变形过程中的显微组织观察，设计了一种二维模型来模拟孪晶的产生。ＴＥＭ观察发现在晶粒和孪晶界中存在着几十个纳米厚的微观孪晶，并且能够储存达到几十微米宽。Ｓ．Ａｌｌａｉｎ等首先建立了一种单独微观孪晶的发散模型，该模型是基于沿平行滑移平台发生肖克莱位错的临界应力．Ｏ．Ｇｒａｌ邑ｓｓｃｌｌ４４１对锰含量在１５％～３５％，铝、硅含量在２％～４％范围内的高锰奥氏体．１４．东北大学硕士学位论文第一章绪论钢在．５０℃＂－－４００℃温度范围内进行了大量的实验研究。国内钢铁企业在开发生产ＴＲＩＰ钢方面与国外存在较大的差距，ＴＲＩＰ钢的研究多处于实验室阶段，进行系统和大生产实验等研究的不多。因此国内钢铁企业与汽车厂应加强合作，同时应该深入系统的研究微合金元素钒、钛、氮等在ＴＲＩＰ钢中的作用，以及以及适用于钒、钦微合金ＴＲＩＰ钢的处理工艺。为有效利用我国富有的钒、钛资源，开发适合我国国情的ＴＲＩＰ钢提供理论依据。加快ＴＲＩＰ钢产业化步伐，满足我国汽车制造业飞速发展的需求【４５，４６Ｊ。宝钢自２００２年开始研制冷轧ＴＲＩＰ钢，实现了６００ＭＰａ级别冷轧ＴＲＩＰ钢的商业化，并成功应用于国内汽车行业。宝钢冷轧ＴＲＩＰ钢的生产工艺路线为：炼钢一热轧＿酸洗轧制一连续退火＿精整－÷包装。国内对高锰奥氏体ＴＷＩＰ钢的研究起步较晚，研究范围也比较窄。主要的研究成果主要集中在上海大学、上海交大、北京科技大学、东北大学等少数几所高校。上海大学的黎倩、何燕霖１４】等系统的阐明了ＴＷＩＰ效应的产生机理，以及不同锰含量ＴＲＩＰ效应和ＴＷＩＰ效应的转变过程，同时还研究了温度和应变速率对力学性能的影响，即温度对力学性能的影响主要是引起层错能的变化。应变速率对力学性能影响同样是由于层错能的变化，试样在拉伸过程中温度升高，引起层错能的变化，降低了孪晶的形成率，促进了位错的滑移运动，在高的应变速率时相当大的时候，由于相互之间作用的时间太短，试样的温度没有明显上升，因此相对塑性较好。熊荣刚【３９Ｊ等研究了不同锰含量（１４．３％～３２．３％）的拉伸应变硬化行为，结果表明这种钢的真应力与真应变不遵循Ｈｏｌｌｏｍｏｎｄ的线性关系，其中对于不发生ＴＷＩＰ效应的钢应变硬化指数随着真应力的增大先升后降，而发生ＴＷＩＰ效应的应变硬化指数随真应变的增加而提高。对于同一种成分的钢其应变硬化指数随应变速率的增加而减小。分析其微观机理是：随着锰含量的增加，孪晶形成逐渐起主导作用；拉伸前组织中有退火孪晶；随着变形的进行，产生大量的形变孪晶，孪晶与位错之间的交互作用与硬化率相协调，从而延迟了缩颈的产生，使得高锰钢有很高的均匀变形能力。北京科技大学的米振莉等【４７ｌ对锰含量在１５％＂－＇２５％范围内的钢室温条件下的拉伸变形实验进行了研究其结果表明：Ｆｅ．１５Ｍｎ．３Ｓｉ．３ＡＩ，Ｆｅ．２０Ｍｎ．３Ｓｉ．３ＡＩ室温下具有３０％～６４％的总伸长率和８３０ＭＰａ＂－＇１０７５ＭＰａ的抗拉强度。在变形中形成渐进的相态转变过程，延迟了局部缩颈的发生，最终获得较大的伸长率和较高的强度。Ｆｅ．２５Ｍｎ．３Ｓｉ．３ＡＩ和Ｆｅ．３０Ｍｎ．３Ｓｉ．３ＡＩ）具有７０％～８２％的总伸长率和６３７ＭＰａ～６５０ＭＰａ的抗拉强度。优异的力学性能是由于变形过程中Ｔ在母体内产生了大量的机械孪晶，表现出极高的塑性和较高的强度。同时通过扫描电镜，透·１５－东北大学硕士学位论文第一章绪论射电镜对Ｆｅ．２８Ｍｎ．３Ｓｉ．３ＡＩ钢的拉伸变形过程的孪晶进行了观察其结果表明：在拉伸过程中，具有孪晶界的晶粒内部首先发生变形，并产生一定程度的加工硬化。随后其余部分晶粒转动，形成对变形有利的取向，从而变形得到扩展，最终得到大的无缩颈延伸：在外力作用下最先发生的变形孪晶遗传了退火孪晶的取向，变形孪晶的发生依赖于退火孪晶的存在。高锰钢除了在汽车工业中的应用，在其他机械行业也有很重要的价值，比如利用高锰钢所独有的ＴＷＩＰ效应有望解决水轮机叶片的材料问题。水轮机叶片等过流部件由于“空泡＂的溃灭将在叶片表面产生高应变速率拉伸加载，可以借助于高应变速率时强度、塑性同时增加的现象以及此类材料本身耐磨性好的特点可防止材料的过早失效。另外利用高应变速率具有ＴＷＩＰ效应的材料还可用于诸如火箭发射架、高速离心机等高应变速率的服役条件。目前已经被大家广泛研究并应用的ＴＲＩＰ钢的主要是锰含量小于２％的低锰ＴＲＩＰ钢。由于锰含量能够提高残余奥氏体的体积分数进而增强ＴＲＩＰ效应，因此国外近年来对锰的质量分数为１５％～３０％的高锰奥氏体钢进行了更多的研究。研究发现不同锰含量的高锰奥氏体钢在机械载荷的作用下会产生孪晶诱发塑性效应、相变诱发塑性效应或者两种效应同时出现。研究表明，２５％左右的锰含量是两种效应的分界，锰含量低于２５％的高锰奥氏体钢主要产生相变诱发塑性效应，高于２５％时发生的主要是ＴＷＩＰ效应。１．９研究的目的、意义及其主要内容钢铁产业是我国国民经济的基础，对我国国民经济的发展起着重要作用。随着科学技术的不断发展，钢铁产品应用到了汽车、机械制造、电器及电子等多个行业。近年来，随着国民生产总值的增长，对钢铁的需求进一步增加。２００２年我国钢材消费量为１９６２２万吨：专家预测２０１０年我国的钢材需求量为３．１２亿吨左右。另外，我国钢材相比于发达国家质量较差、品种不全，每年还需要进口大量的钢材以弥补缺口。为了满足经济发展和国防的需要，必须走一条以质补量的新思路，开发研制性能更好的新一代钢铁材料。目前，我国汽车工业已经进入了发展的快车道，随着汽车工业的发展对高强度钢的应用的驱动力越来越大；而且汽车工业对轻量化、安全、捧放、成本控制及燃油经济性要求越来越高，这就驱使汽车工业采用高强度钢板和一些高强度轻量化材料。本文所研究的高锰ＴＲＩ唧ＩＰ钢，在这方面被寄予了很高的期望。相变诱发塑性钢通过相变诱发塑性效应使钢材中奥氏体在塑性变形过程中诱发马氏体生核．１６．东北大学硕士学位论文第一章绪论和长大，并产生局部硬化，继而变形不再集中在局部，使相变均匀扩散到整个材料以提高钢板的强度和塑性。孪晶诱发塑性钢在变形的过程中形成机械孪晶，在强度提高的同时，伴随较高的塑性。ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢板具有高的屈服强度和抗拉强度，延展性强，冲压成形能力高，用作汽车钢板可减轻车重，降低油耗，同时能量吸收的能力强，能够抵御撞击时的塑性变形，显著提高了汽车的安全等级，具有明显的优越性【４８＿５４１。近年来对ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的研究已经有了一定成就，但是还并没有发展成熟，尤其是对ＴＷＩＰ钢的研究更加有待提高。为了进一步深化对高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢力学性能和组织变化规律的了解，本文对高锰ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢测试了不同成分、不同变形量下的微观形变过程并对微观组织进行了观察分析，对相同锰含量在一定应变速率不同应变量下组织进行观察分析，还研究了ＴＷＩＰ钢热轧工艺及其性能，为开发综合性能良好的高强度、高塑性钢的成分设计和工业化生产提供依据。主要内容：（１）１８．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量的组织性能研究。一．（２）２３．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量的组织性能研究。（３）热轧１８．８Ｍｎ实验钢的组织和力学性能研究。（４）研究了１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ实验钢的拉伸应变硬化行为。之．１７．东北大学硕士学位论文ｇ＿－章实验材料制备及实验方法第二章实验材料制备及实验方法本章主要介绍实验过程：材料成分设计、材料的制备、研究方法及其实验设备等。２．１实验材料２．１．１实验材料的化学成分设计对于发生ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ效应或者是两种效应同时发生的高锰钢的来说，它的化学成分设计要求是设法得到全部或者大量且稳定的奥氏体组织。因此近年几年国内外对锰的质量分数为１５％＂－－＇３０％的高锰奥氏体钢进行了较多的研列５８Ｊ。研究发现不同锰含量的高锰奥氏体钢在机械载荷的作用下会产生相变诱发塑性（ＴＲＩＰ）效应或者孪晶诱发塑性（ＴＷＩＰ）效应，锰含量低于２０％的高锰奥氏体钢主要产生相变诱发塑性（ＴＲＩＰ）效应；而锰含量高于２５％的高锰奥氏体钢则主要产生ＴＷＩＰ效应。在添加锰的同时也加入了一定量的Ｓｉ和Ａｌ。硅和铝的质量分数一般在２％～４％。奥氏体钢在低温下可能的马氏体相变途径有：Ｙ—ａ、丫一ｅ－＋ａ、丫－÷ｃ。不同合金化的奥氏体钢的力学性能和形变断裂行为变化规律很复杂。合金元素固溶于奥氏体中，影响着奥氏体的各种微观参量，如层错能、相变驱动力等，从而也影响了奥氏体的强度、韧度、相变临界点、形变断裂特性等宏观参量。这些参量间并不是的，而是相互关联的。不同的合金元素对各参量的影响程度是不同的。合金元素对奥氏体钢相变、性能等作用是综合性的、系统性的【３１Ｊ。孪晶和马氏体的形成取决于化学成份、试验温度和应变量。应变诱发显微组织变化的特性对机械性能有影响。本实验主要研究的是高锰钢，在成分设计上首先要保证比较高的锰含量，从而保证在原始组织中产生一定量的稳定的奥氏体组织。考虑到化学成分对实验钢性能的影响，参考有关文献最终成分的设计将锰含量定位为：１８．８％和２３．８％，实验钢熔炼后的实际成分如表２．１所示。．１９－东北大学硕士学位论文第二章实验材料制备及实验方法表２．１实验钢的化学成分（质量百分比，％）Ｔａｂｌｅ２．１Ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｔｈｅｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌ（ｍａｓｓ，％）２．１．２实验材料的熔炼本文所采用的实验钢采用２０ｋｇ真空中频感应炉进行熔炼。冶炼过程大致分为以下几步：（１）先将Ｆｅ和Ｍｎ元素按比例加入真空炉中，加热至Ｆｅ的熔点以上将其熔化；（２）待Ｆｅ和Ｍｎ元素全部熔化后，向真空炉中通入Ａｒ气进行保护，随后封炉抽真空：（３）通过电磁搅拌精炼１５ｍｉｎ后，将Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ依次加入，待全部熔化后进行浇铸。２．１．３实验钢拉伸试样的加工及热处理工艺在加工拉伸试样时，第一步是将铸锭加热至１１５０℃保温２ｈ，去除氧化皮后在１１００℃左右开轧的实验制度，这主要是考虑到保温时间太长会使得奥氏体晶粒粗大，不利于获得细小均匀的铁素体和第二相晶粒；保温时间过短，则会影响实验钢的奥氏体化，并对轧制后的晶粒尺寸也有一定的影响。第二步是将实验钢热轧成３ｍｍ＂－４ｍｍ厚的板材，具体的轧制工艺如下文所述。第三步是将实验钢加工成板状拉伸试样，尺寸标准如图２．１所示。拉伸试样分两种：（１）直接热轧后的拉伸试样；（２）经过固溶处理后的将拉伸试样，其热处理工艺是将试样加热到１１００℃保温１ｈ后水冷进行图２．１拉伸试样加工尺寸（单位：ｍｍ）Ｆ证．２．１Ｔｈｅｄｉｍｅｎｓｉｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒｏｆｔｅｎｓｉｌｅ．２０．东北大学硕士学位论文第二章实验材料制备及实验方法２．２实验方法２．２．１拉伸实验拉伸实验仪器简单介绍：室温拉伸在ＩＮＳＴＲＯＮ４２０６电子机械试验机上进行，其最大载荷为ＩＯＯＫＮ，拉伸速度范围为：０．０５＂、一５００ｍｍ／ｍｉｎ，横梁移动的距离为１０００ｍｍ，精度为最大显示值的正负０．５％。由于拉伸实验材料是通过热轧得到的，因此在加工后表面有很多氧化皮。对拉伸和标试样标距不利，应处理氧化皮。对于固溶处理后的试样同样需要除去氧化皮，否则影响拉伸实验数据。为了测定两种实验钢固溶处理后的不同应变量下实验钢强度和塑性，进行ｌｘｌｏｏ／ｓ的应变速率下的室温拉伸。同时对Ｎｏ．１热轧实验钢在卷曲温度加工后，同样条件下拉伸，测定其强度和延伸率。拉伸实验后根据实验数据绘出工程应力一应变曲线。２．２．２组织观察１．金相试样的制备及观察金相试样的制备方法分为磨光、抛光以及腐蚀三个步骤：首先是试样的磨光。磨光操作通常分为粗磨、细磨两个阶段进行。抛光是用各种方法，去掉试样磨面上磨制时产生的磨痕及损伤层，使之成为光滑镜面的过程。金相试样的质量是由抛光质量来决定的。而抛光前的磨面平整度及产生的变形层，又直接影响抛光质量。因此，只有经过反复细磨，得到均匀的磨痕及较浅变形层时，才能进行抛光。金相试样在进行腐蚀之前应当首先将试样表面用棉球沾着无水乙醇擦洗，防止抛光磨料和杂质残留于试样表面，擦干净后，再用吹风机吹干，随后进行腐蚀。腐蚀剂为ＨＮ０３：Ｃ２Ｈ５０Ｈ＝５ｍｌ：９５ｍｌ。金相试样的观察及金相照片的拍摄使用ＯＬＹＭＰＵＳＧＸ．５１光学显微镜进行。ＯＬＹＭＰＵＳＧＸ．５１属于倒置式系统显微镜，它具有目前最先进的万能无限远光学系统。整个系统包括１５００万象素数码相机、ＵＩＳ无限远校正光学系统、高精度物镜、物镜转换盘、载物台、聚焦系统等。２．Ｘ射线衍射分析对实验钢拉伸变形后的组织进行Ｘ射线试样制备，用砂纸将试样表面的氧化．２１．东北大学硕士学位论文第二章实验材料制备及实验方法膜去掉，采用中科院金属研究所的日本生产的Ｄ／Ｍａｘ．ＲａＸ射线衍射仪测定组织物组成，其中射线为Ｃｕ靶Ｋ。线，Ｘ射线入射方向垂直于轧板表面。使用Ｎｉ滤波片，步进扫描速度为１－。／ｍｉｎ。电压为５６ＫＶ，电流为１８２ＭＡ。３．透射试样的制备及观察透射电子显微镜（ＴＥＭ）薄膜试样的制备方法为：首先从待观察试样上用线切割切出０．３ｍｍ厚的片状试样；然后使用２００号、５００号、１０００号砂纸逐渐将其磨制Ｏ．０５ｍｍ，随后使用小冲床冲出直径为３ｍｍ的薄圆片。最后采用电解双喷减薄穿孔，电解液为１０％的高氯酸＋９０％的无水乙醇，电极两端施加５０Ｖ，２５ｍＡ的直流电。在双喷的过程中使用干冰进行冷却，要始终保证电解液的温度低于一２５℃。显微组织的观察采用ＰｈｉｌｉｐｓＥＭ４００Ｔ透射电子显微镜（ＴＥＭ）进行。４．拉伸断口组织的观察拉伸断１２１处的组织观察主要通过扫描电子显微镜（ＳＥＭ）进行。将拉断后的试样断口向上固定在载物台上，然后封闭设备抽真空。为了防止拉伸断口放置时间过长而氧化影响观察效果，拉伸后应尽快对断口进行扫描电镜观察。．２２．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究３．１引言近几年国内外钢铁研究人员对锰质量分数为１５％＂－－＇３０％，铝和硅的质量分数分别为２％～４％的钢进行了多方面的研究。研究发现不同锰含量的高锰奥氏体钢在机械载荷的作用下，呈现出较高强度和良好的塑性。该钢在变形时产生孪晶诱发塑性（ｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）效应或马氏体相变诱发塑性（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）效应。该钢种有极好的综合力学性能，强度高、韧性塑性好。即使在高达１０３／ｓ的应变速率下也表现出了较高的强度６００ＭＰａ一－，１１００ＭＰａ和较大的延伸率６０％＂－９５％［５３１。有文献研究表明，对于Ｍｎ含量在１５％＂－＇２０％以下的高锰奥氏体钢，拉伸变形的过程中不仅存在ＴＲＩＰ效应，同时存在着孪晶诱导塑性（ＴＷＩＰ）效应ｐ７。。ＴＷＩＰ效应能够使实验钢具有高的加工硬化率、高的强度等一系列特殊的机械性能的同时达到较高的延展率。研究表明１４引，高锰钢的锰含量在２０％以下时，在变形过程中以ＴＲＩＰ效应为主。当锰含量超过２０％后，在变形的过程中以ＴＷＩＰ效应为主。为了进一步深化对高锰奥氏体钢力学性能和组织变化规律的认识，选取了锰含量为１８．８％和２３．８％的高锰奥氏体钢进行研究，这两种钢正是由以ＴＲＩＰ效应为主过渡到以ＴＷＩＰ效应为主的钢种，因此更能说明两种效应在不同锰含量、不同变形量条件下的组织演变过程。实验方法是在室温下拉伸，并对不同变形量的实验钢组织和性能分析，具体分析过程中还借助于金相观察、ＴＥＭ观察以及Ｘ射线衍射等。通过拉伸实验可以得到实验钢的应力一应变曲线，运用Ｈｏｌｌｏｍｏｎ关系式拟合出不同阶段真应变与应变硬化指数曲线，并通过变硬化指数与延伸率的结合反映出了材料的成型性。３．２１８．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量组织演变分析本节对锰含量为１８．８％的Ｎｏ．１实验钢进行实验和分析，具体热变形工艺、热处理工艺、标准拉伸试样尺寸如第二章所述。实验钢拉伸变形前热处理工艺曲线如图３。１所示。将加工好的拉伸试样加热至１１００℃保温９０ｍｉｎ使其组织全部转化为奥氏体组织并均匀变形组织，然后将试样放入冷水中快速冷却。热轧后的组织。二Ｊ。．２３－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究以及固溶淬火后的组织如图３．２所示。从图中可以看出，热轧后组织均为明显的长条状组织，有较强的方向性，通过固溶淬火处理后实验钢组织中均发现了一定数量的退火孪晶。经过固溶处理后的实验钢同时存在奥氏体与马氏体组织。ｐ、厶暑啬◆管一ｌ渊肇≤备釜二望磐琵◆◆；—∥７一，二…一。，＋。·雾＝＝＝二二’７‘＿’－．，。一二：，二蜀Ｆ＿＿＿≥．’Ｉ剁喜。：毫一荔蠢毒西藿３．２．１Ｎｏ．１实验钢不同拉伸变形量的显微组织及其分析对于锰含量超过１５％的奥氏体钢，研究表明在经过固溶淬火后的拉伸实验中同时存在马氏体相变的ＴＲＩＰ效应，以及孪晶诱导塑性的ＴＷＩＰ效应。为了更清楚地说明在拉伸变形的各个阶段的变形机制。实验中对试样进行了不同变形量的拉伸，拉伸变形量分别为１８％、２７％、３４％以及７５％（拉断）。实验钢拉伸在室温下进行的，其应变速率为ｌ×１０一／ｓ。图３．３是实验钢固溶淬火后和不同变形量的光学显微组织图片。图３．３（ａ）表明，在经过固溶处理后，Ｎｏ．１实验钢的组织中有一定量退火孪晶出现。从图３．３（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）可以发现，在低变形量时，孪晶·￡叶－·２４－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究量呈增加趋势，当变形量达到５０％左右孪晶逐渐减少，被马氏体所取代。通过光学显微组织观察发现，Ｎｏ．１实验钢在变形过程中同时发生了ＴＲＩＰ效应和ＴＷＩＰ效应。变形初期基体中奥氏体较多并有孪晶存在，随着变形量的继续增加，ＴＲＩＰ效应开始发挥作用，基体中奥氏体组织孪晶化趋势减缓。同时在变形后期发生ＴＷＩＰ效应所生成的孪晶也开始向马氏体转变，到变形结束时，部分组织转化为马氏体组织，但仍有少量孪晶存在。图３．３Ｎｏ．１实验钢不同变形量的光学显微组织Ｆｉｇ．３．３ＯｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｅｆｏｒｍｅｄｓｔａｇｅｓ（ａ）未变形；（ｂ）ｌ８％；（ｃ）２７％；（ｄ）３４％；（ｅ）７５％（拉断）－２５．东北大学硕士学位论文ｇ＿－章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究３．２．２实验钢不同拉伸变形量的ＴＥＭ组织观察为了对Ｎｏ．１实验钢不同变形量的组织进一步确认，通过透射电镜进行观察分析，选取的变形量是１８％、３４％以及拉断（７５％）时的组织，通过透射电镜能清楚看到不同变形时ＴＲＩＰ和ＴＷＩＰ效应以及两种效应是否同时存在等情况。利用透射电子显微镜（ＴＥＭ）对实验钢进行了明场观察和电子衍射分析。根据电子衍射斑点图像，用电子衍射分析软件计算出各种变形时的衍射斑点。图３．４是变形１８％后实验钢的基体组织，通过衍射斑点计算如图３．４（ｂ）所示为奥氏体。图３．５是实验钢变形１８％后组织中出现的不全位错和层错，同时在孪晶之间出现也出现层错，如图３．５（ｂ）所示。图３．６（ａ）、（ｂ）是变形３４％后实验钢出现的孪晶组织。图３．７（ａ）、（ｂ）是实验钢拉断时形貌和衍射斑点，通过计算如图３．７（ｂ）所示为马氏体。图３．４（ａ）变形１８％后奥氏体形貌和（ｂ）衍射斑点Ｆｉｇ．３．４Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅａｆｔｅｒｌ８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ图３．５（ａ）变形１８％后Ｎｏ．１钢层错、不全位错和（ｂ）孪晶之间的层错Ｆｉｇ．３．５ＳｔａｃｋｉｎｇａｎｄｐａｒｔｉａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｐａｔｔｅｒｎｏｆｓｔａｃｋｉｎｇｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅＴｗｉｎｉｎｇｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ１８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ．２６．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究图３．６变形３４％后的孪晶形貌Ｆｉｇ．３．６Ｔｈｅｔｗｉｎｉｓｏｆｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｆｔｅｒ３４％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ图３．７（ａ）变形７５％后马氏体孪晶和（ｂ）衍射斑点Ｆｉｇ．３．７Ｔｈｅｔｗｉｎｉｎｇａｎｄｔｈｅｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｍｏｆｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｆｔｅｒ７５％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ对图３．４～３．６各不同变形阶段的实验钢形貌及其衍射斑点分析表明，实验钢在变形初期以及中期有孪晶出现，这与光学显微组织观察一致，说明实验钢中前期发生了ＴＷＩＰ效应。从图３．５可以看出，实验钢同时还伴随着层错，和不全位错的出现，根据凯币Ｕ（Ｋｅｌｌｙ）－钠丁（Ｎｕｔｔｉｎｇ）一文纳布尔（Ｖｅｎａｂｌｅ）的发现ｐ２。，高锰钢中层错可能是马氏体的核心，这为马氏体相变奠定了基础。对图３．７实验钢拉断的形貌及其衍射斑点图像分析，说明实验钢在变形后期发生了马氏体相变。３．２．３Ｘ射线衍射分析通过光学显微组织和ＴＥＭ观察，分析了Ｎｏ．１实验钢变形前后的组织，为了说明不同变形时期的主导机制，需通过Ｘ射线衍射对固溶淬火后和不同拉伸变形量的组织进行分析。图３．８．－．３．１２是固溶淬火和不同拉伸变形后的实验钢组织的Ｘ射线衍射图，根据该Ｘ射线衍射图可以较准确地确定变形后组织的相组成，以及－２７．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究各相的含量，从而确定实验钢在拉伸变形过程中的变形机制。具体的分析步骤主要是将Ｘ射线衍射图和表３．１所示的Ｘ射线卡片相比较，确定每个波峰所代表的织构取向以及组织的晶面指数。表３．１Ｘ射线衍射卡片Ｔａｂｌｅ３．１ＴｈｅｃａｒｄｏｆｔｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎａ（Ｆｅ）Ｍ丫（Ｆｅ）ＡｄＩ／Ｉｏｈｋｌ２０ｄＩ／１０ｈｋｌ２０２．０２６８１００ｌ１０４４．７ｌ２．０８１００ｌｌｌ４３．５０１．４３３２２０２００６５．０８１．８０８０２００５０．７２１．１７０２３０２１１８２．４１１．２７０５０２２０７４．７５１．０１３４１０２２０９９．０５１．０８３８０３ｌｌ９０．７６０．９０６４１２３ｌＯ１１６．５３１．０３７５０２２２９６．０４０．８２７５６２２２１３７．３７０．９００３０４００ｌ１７．８６∞山Ｕ２０／ｏ图３．８固溶处理后实验钢Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．８Ｘ－ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ图３．８是实验钢固溶处理后的组织，从图中可以看出奥氏体主峰（１ｌｌ丫）明显，－２８－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究而马氏体主峰（１１０ａ）较弱。对于奥氏体峰较明显的还有（２２昕）、（２２０７）、（３１１＂ｔ）等。对Ｘ射线各衍射峰强度进行积分可以初步确定马氏体和奥氏体所占比例。衍射线的积分强度就是衍射线曲线一下，背底以上的面积，数学表达式为（３．１）１５６ｌ：Ｉｓｌ分２ｆ［ｉ（２０）一Ｉ背鹿（２０）Ｆ２０（３．１）计算结果为奥氏体约为５０％以上。从图３．９＂－３．１１对比，可以看出随着变形的增加，主峰（１１１７）减弱。与图３．８相比图３．９明显变化，但总体上通过强度积分计算得出奥氏体仍占有很大的比例，而图３．１０和图３．１１中各相含量没有明显的变化，说明这一阶段主要发生了ＴＷＩＰ效应。２０尸图３．９Ｎｏ．１钢变形１８％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．９ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ１８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ．２９．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究１６０００１４０００１２０００１００００∽８０００山Ｕ６０００４０００２０００Ｏ３０４０５０６０７０８０∞１００１１０１２０１３０１４０１５０２０尸图３．１０Ｎｏ．１钢变形２７％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．１０ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆＮｏｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ２７％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ们山Ｕ３０４０∞∞７０∞∞１００１１０１２０１∞１４０１５０图３．１１实验钢变形３４％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．１１ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ３４％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ３０．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究∞∞舳∞∞∞∞∞１１ｙ０３０４０５０６０７０∞９０１００１１０１２０１３０１４０１∞２ｅ／ｏ图３．１２实验钢变形７５％后组织的ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．１２ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆＮｏ．１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ７５％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ对图３．８～３．１２各个阶段Ｘ射线衍射峰比较，峰值比较明显的是面心立方（１１１Ｔ）、（２００Ｔ），体心立方（１１０ａ）、（２００ｃｔ）和（２１ｌａ）峰。随着形变量的增加体心立方峰值上升，面心立方峰值下降。由于在拉伸变形中增加的体心立方相只能是马氏体，同时通过对奥氏体和马氏体衍射峰面积的积分也说明了体心立方分值是上升，面心立方峰值是下降的。表明ＴＲＩＰ效应存在于整个拉伸塑性变形过程中，并随着变形的增加而不断占主导地位。３．３２３．８Ｍｎ实验钢不同拉伸变形量组织演变分析在３．２节对锰含量为１８．８％的Ｎｏ．１实验钢在不同变形量下的组织进行了分析，本节对锰含量为２３．８％的Ｎｏ．２实验钢组织进行分析，具体热变形工艺、热处理工艺、标准拉伸试样尺寸如第二章所述。Ｎｏ．２实验钢拉伸变形前热处理工艺同样是将加工好的拉伸试样加热至１１００℃保温９０ｍｉｎ使其组织全部转化为奥氏体组织，然后对试样进行淬火。Ｎｏ．２实验钢热轧后的组织以及固溶淬火后的组织如图３．１３所示。从图中可以看出，对于２３．８Ｍｎ的实验钢热轧后组织和１８．８Ｍｎ实验钢的组织一样是长条状组织，有较强的方向性，通过固溶淬火处理后实验钢的退火孪晶比Ｎｏ．１实验钢孪晶更加明显，数量也相对增加。．３ｌ－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究图３．１３Ｎｏ．２钢热轧后的光学显微组织（ａ）；吲溶淬火组织（ｂ）Ｆｉｇ．３．１３．ＭｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆＮｏ．２ａｆｔｅｒｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇａｎｄａｆｔｅｒｂｅｉｎｇｑｕｅｎｃｈｅｄ３．３．１Ｎｏ．２实验钢不同拉伸变形量的显微组织及其分析对于Ｎｏ．２实验钢的拉伸变形量同样取为：１８％、２７％、３４％以及拉断（８５％）。实验钢的拉伸条件和Ｎｏ．１实验钢的条件一样，以１×１０。３／ｓ的应变速率在室温下进行。图３．３是实验钢固溶淬火后和变形各个阶段的光学显微组织图片。图３．１４（ａ）表明，在经过固溶处理后，Ｎｏ．２实验钢的组织中有一定量退火孪晶出现。从图３．１４（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）、（ｅ）可以看出实验钢在不同的变形阶段组织中始终存在大量形变孪晶组织出现，同Ｎｏ．１实验钢相比，说明Ｎｏ．２实验钢变形机制发生了变化，不再是ＴＲＩＰ效应为主的机制。从光学显微组织中看不到马氏体组织，说明实验钢主要发生了ＴＷＩＰ效应。·３２－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究图３．１４Ｎｏ．２实验钢不同变形量的光学显微组织Ｆｉｇ．３．１４ＭｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅＮｏ．２ｓｔｅｅｌｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｅｆｏｒｍｅｄｓｔａｇｅｓ（ａ）未变形；（ｂ）１８％；（ｃ）２７％；（ｄ）３４％；（ｅ）８５％（拉断）３．３．２试验钢不同拉伸变形量的ＴＥＭ组织观察对Ｎｏ．１实验钢不同变形阶段的显微组织作了ＴＥＭ分析，表明实验钢在不同变形阶段，两种效应作为主导机制的情况随变形量的增加而改变。对Ｎｏ．２实验钢组织的同样需通过ＴＥＭ分析，选择观察的变形量同样为１８％、３４％以及拉断（８５％），并计算各阶段相应的衍射斑点图像。通过计算图３．１５（ａ）是变形１８％后奥氏体形貌，如图３．１５（ｂ）是奥氏体斑点计算结果。图３．１６（ａ）、（ｂ）是变形３４％后的形貌及其衍射斑点结果，图３．１７是实验钢拉断时组织中出现的交错孪晶：图３．１８是拉断时组织中的马氏体组织形貌，说明在变形中有ＴＲＩＰ效应发生。图３．１５变形１８％后奥氏体形貌和衍射斑点Ｆｉｇ．３．１５Ｐａｔｔｅｒｎａｎｄｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｓｐｏｔｔｉｎｅｓｓｏｆｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅａｆｔｅｒｌ８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ．３３－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究图３．１６变形３４％后马氏体孪晶及其衍射斑点Ｆｉｇ．３．１６Ｐａｔｔｅｒｎａｎｄｔｈｅｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｓｐｏｔｔｉｎｅｓｓｏｆｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｆｔｅｒ３４％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ图３．１７变形８５％后实验钢的交错孪晶图３．１８变形量为８５％时马氏体形貌Ｆｉｇ．３．１７ＴｈｅｉｎｔｅｒｌａｃｅｔｗｉｎｉｎｇｏｆｔｈｅＦｉｇ．３．１８Ｔｈｅｐａｔｔｅｒｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｆｔｅｒｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ８５％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ８５％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ３．３．３Ｘ射线衍射分析为了确定Ｎｏ．２实验钢不同拉伸变形阶段的组织组成，以及Ｎｏ．２实验钢拉伸变形过程中的主要变形机制，对其变形前后的组织进行了Ｘ射线衍射分析。图３．１９＂３．２３是实验钢不同变形阶段组织的Ｘ射线衍射图，根据该衍射图可以确定实验钢拉伸变形各个阶段的织构取向，从而可以分析实验钢在拉伸变形过程中的变形机制。具体的分析步骤同３．２．３中的方法，首先与Ｘ射线卡片相比较。将图中的Ｘ射线衍射图与Ｘ射线卡片相对照。Ｎｏ．２实验钢在拉伸变形之前，组织主要由奥氏体组成，同时也存在少量马氏体，如图３．１９所示在２０＝１３７．３７０时出现（２２２ａ）衍．３４．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究射峰。在拉伸变形量达到１８％时马氏体衍射峰更加明显，同时出现Ｆ！派体峰，即衍射峰为２０＝４６．０３９的峰值。这和凯幂Ｕ（Ｋｅｌｌｙ）－－钠－］－＇（Ｎｕｔｔｉｎｇ）－－文纳稚尔（Ｖｅｎａｂｌｅ）：ｉ亟＿用透射和电子衍射方法观测到的高锰钢马氏体相变机制一致，即高锰钢在发生丫＿ａ转变２０／＊图３．１９固溶处理后实验钢Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．１９Ｘ－ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ（方～Ｕ图３．２０实验钢变形１８％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．２０ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ１８％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ－３５·东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究２０／Ｉ，图３．２ｌ实验钢变形２７％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．２１ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ２７％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ从图３．２０＂３．２３可以发现在不同变形阶段都伴随着马氏体的出现，并且数量在不断增加，而在拉断时实验钢的￡马臣蚀峰有所下降，根据Ｖｅｎａｂｌｅｓ的观念１３３Ｊ“层错变厚，从面心立方相中产生极薄的密排六方ｅ相，由于所需切变和形变状态改变很小，所以极易形核。”这个ｅ相本身按马氏体机构形成，呈极细薄片状，同时它们的分布具有严格的取向。ｃ成为７－＋ａ转变的中间相，即丫经过ｃ相转变为ａ马氏体。因此在变形量不断增加的同时ｃ快速的向ａ马氏体转变最终导致ｃ相减少。在整个变形过程中高锰钢的组织主要存在着丫相和ａ相，但丫相及奥氏体组织始终占据了主导地位，马氏体量同拉伸前相比有一定增多，通过对衍射峰积分计算得出，在变形前马氏体占６％左右，而变形为１８％时，马氏体含量为１５％左右，在实验钢拉断时马氏体含量达到２０％。结合光学显微组织和ＴＥＭ观察，说明实验钢在拉伸变形的过程中同时发生了ＴＲＩＰ效应和ＴＷＩＰ效应，其中以ＴＷＩＰ效应为主，ＴＲＩＰ效应为辅。综合两种实验钢结果表明，以何种变形机制为主，除了与Ｍｎ含量有关外，可能与实验钢组织中退火孪晶的存在与数量有一定的关系。．３６．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究∽山Ｕ２０／ｏ图３．２２实验钢变形３４％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．２２ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ３４％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ４０００们六３０００Ｖ０３０４０５０６０７０８０９０１００１１０１２０１３０１４０１５０２ｅ／ｏ图３．２３实验钢变形８５％后组织的Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．３．２３ＴｈｅＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ８５％ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ．３７．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究３．４实验钢的应变硬化行为分析汽车用钢要求有较好的延性和成形性，其关键是提高它的局部抗塑性变形能力，而这种能力的大小主要取决钢的应变硬化行为，即应变硬化指数ｎ的变化。应变硬化指数不仅反映了材料塑性变形能力，而且表征材料可能承受的均匀变形程度。高的应变硬化指数说明材料有较好的成形性。因此研究材料的应变硬化行为及其变形特性，对改善其延性和成型性有主要意义。图３．２４是１８．８Ｍｎ实验钢固溶拉伸的工程应力一应变曲线和真应力一应变曲线。前面通过金相、透射以及Ｘ射线衍射等观察了实验钢不同变形阶段时的变形机制。为了更加清楚ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的屈服及其加工硬化特性，可将变形过程分为四个阶段：（１）弹性阶段，奥氏体和马氏体均处于弹性变形阶段，两相的变形基本是协调进行；（２）恒ｎ值阶段，真应力应变为线性关系；（３）ｄ２０／ｄｅ２＞０，曲线有明显的凹形弧线：（４）马氏体开始屈服阶段。￡ｅ图３．２４Ｎｏ．１钢的应力一应变曲线：（ｆｔ．）工程应力一应变（ｂ）真应力一应变Ｆｉｇ．３．２４Ｓｔｒｅｓｓ－ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｏｆｔｈｅｅｘｏｅｒｉｍｅｎｔａｉｓｔｅｅｌ：ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓ－ｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｌｎ￡图３．２５实验钢的塑性变形区ｌｎｏ和Ｉｎ￡关系曲线Ｆｉｇ．３．２５Ｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｌｎｏａｎｄｌｎｅｆｏｒｔｈｅｐｌａｓｔｉｃａｌｌｙ对于应变硬化指数的研究主要是塑性变形阶段，即图Ａ＇－－Ｅ阶段ｎ变化情况，一３８－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究从图３．２５可以看到，在均匀塑性应变范围内真应力与真应变的ｌｎｏ和ｌｎｅ已经不是线性关系。经典的Ｈｏｌｌｏｍｏｎ关系式（盯＝ｋｅ“）在整个均匀塑性变形阶段不适用【５７１，此时的应变硬化指数不是恒定值，应变硬化指数在不同应变量下具有多重性。这种应变硬化指数ｎ的多重性已在许多面心金属材料中发现，特别是高锰奥氏体钢中更为常见。对于ｎ的研究很多，其中对应变硬化曲线的拟合方法和理论也有很多这方面的报道【５８５９１，有研究发现【６０１奥氏体钢与银、铜、铝等合金的拉伸行为存在相似的特征（即真应力一应变曲线下的双对数曲线是非线性关系），同时指出在均匀变形阶段的高应变区，Ｈｏｌｌｏｍｏｎ关系仍然成立。由此得出：盯＝Ｋ．ｓ＾其中Ｋ。和惕的意义与Ｈｏｌｌｏｍｏｎ公式中的相同，而在低应变区，采用此式描述的应力应变关系与实测曲线有偏差：Ａ＝ｅｘｐ（ｋ２＋ｇ／２Ｅ）＝Ｋ２ｅｘｐ（ｎ２ｓ）进而得到流变方程仃＝Ｋ．ｓ＾＋ｅｘｐ（Ｋ，＋ｎ，ｓ），这种方法存在一定的局限性【５７Ｊ。本实验根据真应力一应变曲线如图３．２４所示，对应变硬化指数的分析分两阶段，即真应力一真应变曲线双对数为线性关系的ＡＢ段，以及非线性的ＢＥ段。对于线性段的ｎ值不需要拟合。其ｎ值是恒定的，ｎ－－０．３１８。ＡＢ段的双对数曲线如图３．２６所示。对于ＢＥ段通过对真应力一真应变的双对数曲线进行拟合，得出流变方程：．１ｎｃｒ２ａｅｘｐ（１ｎ６／劬＋ｃ，其中ａ＝２．１３３９２：ｂ＝１．５３０７４；ｅ＝５．７２４２５；均方偏差：２ｘ１０～；精确度：０．９９９７１。对Ｈｏｌｌｏｍｏｎ方程两边求导即得到应变硬化指数和真应变之间的关系：Ｆ／＝ｄｉｎ盯／ｄｌｎＥ＝（口／ｂ）ｅｘｐ（１ｎｅ／ｂ）（３．１）其中ａ、ｂ取值和上式的常数一样，由此可以得到应变硬化指数与真应变的关系，如图３．２７所示。根据Ａｓｂｂｙ应变强化理论：对应变硬化的主要贡献来自初级滑移位错与交割滑移面的次级位错环的交互作用。位错密度是随应变增加而增加的，位错的运动主要以平面滑移为主。在初始硬化阶段，硬相马氏体未发生塑性变形，而是通过软相奥氏体基体的变形来协调整体变形，在这阶段马氏体只有弹性变形，而奥氏体已经发生塑性变形。此外由于受应力作用奥氏体同时发生了马氏体相变，即ＴＲＩＰ效应，也起到了硬化强化的作用。由图３．２７所示曲线下端的直线部分即ｎ值几乎不发生变化。位错硬化和相变强化是该阶段的主要强化机制。·３９－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究、ｌｎｓ图３．２６实验钢Ｉｎｏ和Ｉｎｓ关系曲线图Ｆｉｇ．３．２５ＲｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｌｎａａｎｄＩｎｓｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ图３．２７应变硬化指数和真应变的关系Ｆｉｇ．３．２７Ｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｓｔｒａｉｎｈａｒｄｅｎｉｎｇｅｘｐｏｎｅｎｔａｎｄｓｔｒａｉｎ当变形继续增加进入第三阶段时，随着滑移受到阻，以及奥氏体向马氏体相变的不断发生，使金属塑性变形抗力不断增加，应力集中达到了孪生的临界切应力时，就发生孪生。孪生和滑移相互交替进行，从而使孪晶得到细化，晶粒取相向转变到有利于塑性变形的位置，形成了大量的形变孪晶。形变孪晶优先在应力诱导的形变区域产生，孪晶界能强有力的阻碍后续位错的移动。【６１】在所有的奥氏体变形模型中，ＴＷＩＰ效应是最有效的加工硬化机制。形变孪晶可以通过滑移位错的障碍来增加加工硬化率。从图３．２４（ｂ）真应力一应变曲线上ＡＤ段和相应的Ｘ射线衍射对比发现，在ＡＢ段发生的位错滑移机制以及少量ＴＲＩＰ效应逐渐被ＢＤ段的ＴＷＩＰ效应所取代，当变形达到ＣＤ段时真应力应变曲线的曲率ｄ２０／ｄｅｚ＞Ｏ，说明形变诱导孪晶的ＴＷＩＰ效应在第三段是主要的变形机制。通过Ｘ射线衍射峰值计算和透射电镜观察都发现Ｂ点有形变孪晶产生，因此说明在此阶段发生了ＴＷＩＰ效应。．．４０．．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究当变形继续增加时，相界附近塞积大量的位错，产生应力集中。从而促进形变诱发马氏体相变。从Ｅ点Ｘ射线衍射积分计算得出奥氏体相比Ｄ点降低７％左右，拉断有大量的奥氏体转变为马氏体，说明该阶段有ＴＲＩＰ效应发生，在这一阶段硬质相马氏体达到屈服极限时，开始变形，而奥氏体由于大部分转变成为马氏体，剩余的产生加工硬化，承受应变量逐渐减少，两相承受的应变逐渐相等，此时两相的应变条件接近Ｍｉｌｅｉｋｏ理论，即等应变条件。由于马氏体发生塑性变形，拉伸后期马氏体周围的奥氏体应力集中得到松弛，位错塞积产生的应力集中处于不利于马氏体塑性变形的位向，或处于奥氏体界面相对较弱的部位时，导致微空洞在界面的萌生，加工硬化速率开始下降。上文对Ｎｏ．１实验钢的应变硬化行为进行了分析，对于Ｎｏ．２实验钢的分析方法同上，如图３．２８所示是实验钢的工程应力一工程应变曲线和真应力一真应变曲线。Ｎｏ．２与Ｎｏ．１实验钢相比强度下降，但延伸率明显提高。Ｎｏ．２实验钢的强度为６００ＭＰａ，而延伸率为８５．２％。在对实验钢Ｎｏ．２塑性阶段的真应力真应变分析中，分三个阶段：１）弹性变形阶段（Ｉ段）；２）恒ｎ值阶段，真应变真应力为线性阶段（ＩＩ段）；３）真应力真应变非线性阶段（ＩＩＩ段）。在第１阶段主要是奥氏体发生弹性变形，当外加应力除去后，晶粒可以回复原状。在塑性变形时，即变形进入第１Ｉ阶段，晶粒除去应力后晶粒不再回复，此时变形主要是通过滑移位错和奥氏体基体中的部分退火孪晶共同作用使拉伸试样产生加工硬化。通过计算得出加工硬化指数ｎ值为０．４２如图３．３１所示。对于第１ＩＩ阶段由于实验钢的双对数曲线是非线性的，如图３．２９所示，需要通过ｏｒｉｇｉｎ软件进行拟和。ｈｌ盯＝ａｅｘｐ（１ｎｅ／６）＋ｃ上式是拟合后的方程：其中ａ＝２．４４８８８；ｂ＝２．２９９２；ｃ＝４．９９５７３；均方偏差：９．６８７８Ｅ。’２；精确度：ｌ。对Ｈｏｌｌｏｍｏｎ方程两边求导得到应变硬化指数和真应变之间的关系：刀＝ｄｌｎａｒ／ｄｌｎ６＝∞／ｂ）ｅｘｐ（１ｎｅ／６），结合第一阶段的ｎ值得到应变硬化指数和真应变的关系，如图３．３１所示。－４ｌ－东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ舞Ｐ２３．８Ｍｎ钢变形机制研究山ｃｄ山芝茎ｂ、、ｂ￡￡图３．２８Ｎｏ．２钢的应力一应变曲线：（ａ）工程应力一应变曲线；（ｂ）真应力一应变曲线Ｆｉｇ．３．２８Ｓｔｒｅｓｓ－ｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＮｏ．２ｓｔｅｅｌ（ａ）；ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓ－ｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅ（ｂ）ｌｎｏｌｎｏｌｎ￡ｌｎ￡图３．２９Ｎｏ．２钢的塑性变形区Ｉｎｏ和ｌｎｅ关系曲线图３．３０Ｎｏ．２１ｎｏ和ｌｎＥ关系曲线（Ａ～Ｂ）Ｆｉｇ．３．２９ＲｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｌｎｏａｎｄｌｎｅｆｏｒｔｈｅＦｉｇ．３．３０ＲｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｌｎｏａｎｄＩｎｅｏｆｔｈｅｐｌａｓｔｉｃａｌｌｙｄｅｆｏｒｍｉｎｇａｒｅａｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｎ￡图３．３ｌ应变硬化指数和真应变的关系Ｆｉｇ．３．３１Ｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｓｔｒａｉｎｈａｒｄｅｎｉｎｇｅｘｐｏｎｅｎｔ在外力逐渐增加，实验钢变形进入第１ＩＩ阶段，由于ＴＷＩＰ效应在奥氏体变形模型中时最有效的硬化机制，因此应变硬化指数急剧增加，如图３．３ｌ所示。随着４２东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究外力不断增加，在变形后期由于ＴＲＩＰ效应的逐渐显现，实验钢的应变硬化指数增加趋势减缓。３．５小结本章主要对锰含量为１８．８％和２３．８％两种实验钢进行了不同变形量的组织演化以及变形机制进行了分析，两种实验钢的变形量分别是１８％、２７％、３４ｏＡ和拉断，实验钢都是在室温下进行的拉伸，其拉伸速率为１×１０一／ｓ。１８．８Ｍｎ的实验钢在变形初期主要是发生孪晶诱导塑性即ＴＷＩＰ效应，当变形达到３４％左右时，其变形机制转变为马氏体诱发塑性即ＴＲＩＰ效应。２３．８Ｍｎ的实验钢整个变形阶段都是发生孪晶诱导塑性变形即ＴＷＩＰ效应为主，同时也伴随着ＴＲＩＰ效应。为了使实验数据更加准确，对两种实验钢都进行了拉伸变形前后的光学显微组织观察、ＴＥＭ组织观察、Ｘ射线衍射分析。确定了不同成分实验钢在不同的变形阶段的变形机制，这为今后工业生产不同用途的ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢提供了理论依据。本章的主要结论主要有以下几点：（１）Ｎｏ．１实验钢在经过固溶处理后，组织主要由奥氏体和少量马氏体组成，且分布少量的退火孪晶。变形过程中实验钢同时发生了ＴＷＩＰ效应和ＴＲＩＰ效应。Ｎｏ．１实验钢变形后组织以马氏体为主，同时也存在少量以孪晶形态存在的奥氏体。Ｎｏ．１实验钢达到８００ＭＰａ左右的抗拉强度的同时，延伸率也达到了７５％左右；强塑积在６０ＧＰａ％左右。（２）Ｎｏ．２实验钢在经过固溶处理后，组织主要由奥氏体组成，且分布较多的退火孪晶。变形过程中实验钢同时发生了ＴＷｌＰ效应和ＴＲＩＰ效应。Ｎｏ．２实验钢的变形后组织以奥氏体为主。Ｎｏ．２实验钢的抗拉强度在６００ＭＰａ左右，延伸率在８５％以上。（３）对两种成分实验钢的组织性能进行比较，可以得知：在其他条件相同的情况下，随着锰含量的逐步上升，以ＴＲＩＰ效应为主要的变形机制逐步转变为以ＴＷｌＰ效应为主的变形机制。在锰含量较低时，当ＴＲＩＰ效应和ＴＷＩＰ效应在变形过程中同时存在时，变形初期ＴＷｌＰ效应占有一定的优势。随着变形继续，ＴＲＩＰ效应逐渐明显，基体奥氏体与奥氏体孪晶均可向马氏体发生相变。（４）对１８．８Ｍｎ实验钢的应变硬化曲线进行了分析，研究表明实验钢的应力应变曲线可以分为四个阶段。实验钢的ＴＲＩＰ效应主要发生在第二和第四阶段，而ＴＷｌＰ效应主要在第三阶段发生，即真应变达到０．２左右时开始占主导。（５）对２３．８Ｍｎ实验钢塑性变形时应变硬化曲线的分析分三阶段，第一阶段．４３．东北大学硕士学位论文第三章１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ钢变形机制研究为弹性变形阶段。第二阶段为应变硬化指数恒定阶段。第三阶段是实验钢发生塑性变形阶段双对数为非线性阶段，即ｎ随着真应变ｅ连续变化阶段，同时在变形后期由于ＴＲＩＰ效应逐渐显现ｎ值增加趋势减缓。、．．４４．．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究４．１引言国内对高锰钢的生产主要采用的是冷轧热处理，对于锰含量在１５％＂－－＇３０％的高锰钢在其固溶处理后有较高的强度和优良的延展性，抗拉强度在６００ＭＰａ以上，而延伸率最高能达到８５％＂－＇－＇９０％。这种钢优良的性能与其锰含量有密切的关系０７１。有关报道称已经研发出的轻质高强钢即使在极高的应变速率条件下也能够达到较高的流变应力（６００＂－＂１１００ＭＰａ）和极高的延伸率（６０％＂－＇９５％）。含Ａｌ和Ｓｉ元素的Ｆｅ一（１５＂－－３０ｗｔ％）Ｍｎ钢的形变孪晶、马氏体相变以及机械特性已经被广泛的研究。研究表明【３７。，对于锰含量为ｌ５％＂－－＇２０％的钢来说，在变形的过程中由于位错的滑移，马氏体相变成为主要的变形机制。而对于具有较高层错能的钢种来说，孪晶则是主要的变形机制。高锰钢由于具有高的加工硬化率、高的延展性、高的强度等一系列特殊的机械性能，因此在未来的汽车工业生产中表现出了极高的发展和应用前景。本章主要是对锰含量为１８．８％的Ｎｏ．１钢热轧性能进行研究，分析了在改变卷曲温度下的拉伸变形性能，结合光学显微观察、透射电镜（ＴＥＭ）观察、ｘ射线衍射以及扫描电镜，研究了实验钢在变形前后的组织变化，并分析了实验钢在断裂时裂纹产生机理。４．２热轧实验钢实验结果和分析４．２．１力学性能测试实验主要是对１８．８Ｍｎ实验钢热轧后组织性能研究，具体的热轧工艺如下表４．１。板厚控制选定七个道次（单位：ｍｍ）：３３一１９—１ｌ一７—４—２．５一１．５—１，每道次的下压率：３８％一３８％一３５％一３５％一３５％一３０％一１５．６％，由于下压量的不断增加、轧制温度不断降低，实验钢产生加工硬化，因此在最后两个道次下压量适当增加。实验钢最后的总下压量在９０％以上，终轧厚度为３ｍｍ＂－－４ｍｍ左右。．．４５．．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究根据表４．１的轧制工艺进行轧制，并加工拉伸试样，具体的加工方法及其试样标准如第二章所述。实验钢在室温下进行拉伸，其速率为１×１０一／ｓ。不同的加工工艺下拉伸的应力一应变曲线如图４．１所示。拉伸结果表明：实验钢的变形分三个阶段即弹性变形、塑性变形和断裂。（１）弹性阶段应力一应变的斜率几乎不变。（２）当应力达到７００ＭＰａ左右时变形进入第二阶段，即塑性变形阶段。由图４．１可以看出在由弹性变形过渡倒塑性变形时，其变形过程是连续而均匀的，同时随着变形的增加变形抗力不断增加，并呈现明显的变形硬化；（３）局部变形阶段是从试样所承受的最大拉力点到试样断裂。随着变形增大，试样产生大量不均匀变形，且集中在颈缩处，最后试样断裂。从三种工艺下的拉伸应力应变曲线可以看出，实验钢没有明显的屈服平台，且有较高的加工硬化率。总体上看实验钢抗拉强度都达到９００ＭＰａ以上，延伸率超过４０％。．．４６．．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究Ｆｉｇ．４．１ｏ－￡ｃｕｒｖｅｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ：（ａ）；（ｂ）；（ｃ）三种工艺下的终轧温度都控制在８５０℃，卷取温度分别选择高温６００℃和低温２００℃和１００＂Ｃ。其中ｌ＃实验钢由于卷取温度很高，冷却速度慢，钢中奥氏体晶粒尺寸较大并且不均匀，导致初始加工硬化率低，强度和延伸率都受到影响。与ｌ＃相比，２＃和３＃实验钢由于卷取温度低，冷却速度很快，导致钢中晶粒来不及长大及扩散，同时还存在一定量的退火孪晶，在受外力时更容易产生形变孪晶，从而提高了实验钢的强度。表４．２不同工艺下的强度与延伸率Ｔａｂｌｅ４．２Ｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｅｘｔｅｎｓｉｂｉｌｉｔｙｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓ图４．２是三种工艺下，实验钢的显微组织，可以看出热轧后的显微组织都是成带状并且不均匀，所有实验钢都有一定量的退火孪晶。通过表４．２可以看出，不同工艺下力学性能变化不大。．．４７．．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究图４．２实验钢热轧显微组织Ｆｉｇ．４．２Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅｈｏｔｒｏｌｌｅｄｓｔｅｅｌ（ａ）Ｉ＃；（ｂ）２＃：（ｃ）３＃４．２．２热轧实验钢扫描电镜观察不同加工工艺在宏观上表现出的是力学性能的差异，而这种差异与其微观组织有必然的联系，但根据高锰钢的应力一应变曲线可以看出不同工艺热轧后的实验钢强度、延伸率变化不大，三种工艺下的实验钢显微组织如图４．２所示。在热轧前实验钢加热到１ｌｏｏ℃保温２ｈ，实验钢经历了奥氏体形核与长大的过程，轧制时实验钢已完全奥氏体化，并形成粗大的奥氏体晶粒。在热轧过程中奥氏体晶粒沿轧制方向被拉长，因此热轧后的实验钢组织是板带状，以奥氏体为基体的实验钢热轧后还存在一定量的板条状马氏体，这些板条状的马氏体对变形初期的强度有一定的影响。高锰钢有较好的延伸率这主要与热轧后实验钢的基体是奥氏体有关，基体中大量奥氏体在拉伸变形时发生应力诱导马氏体相变即ＴＲＩＰ效应。．４８．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究幽４．３实验铡扫描显微组织Ｆｉｇ．４．３ＳＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ（ａ）１＃；（ｂ）２＃；（ｃ）３＃图４．３是扫描电镜下１＃、２＃和３＃实验钢的微观组织形貌。通过扫描电镜，有助于观测到更清晰的实验钢显微组织。马氏体在扫描电镜下一般呈亮白色，而奥氏体则一般呈暗黑灰色。图４．３（ａ）、（ｂ）和（ｃ）中，马氏体的形貌都呈浮凸的条状，形状无规则，并且呈不规则分布。４．２．３热轧实验钢Ｘ射线和ＴＥＭ分析为了进一步了解实验钢拉伸前后组织的演变过程，需要对实验钢作Ｘ射线分析。图４．４、４．５分别是实验钢热轧后和拉伸变形后的Ｘ射线衍射图。根据衍射图中不同晶体取向的峰值，可以确定实验钢组织织构取向，半定量的分析相组成，进而分析相的演变规律，从而分析拉伸变形过程的变形机制。具体的分析步骤主要是将Ｘ射线衍射对应的波峰和表３．２所示的Ｘ射线卡片相比较，确定每个波峰所代表的组织结构的类型以及组织的晶面指数。．．４９．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究２ｅ厂图４．４拉伸前高锰钢Ｘ射线衍射图Ｆｉｇ．４．４Ｘ－ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｂｅｆｏｒｅｔｅｎｓｉｏｎ通过将图中的ｘ射线衍射图与Ｘ射线卡片相对照，标定出实验钢各个ｘ射线衍射图中各个波峰所代表的相。图４．４表明，实验钢在热轧后，组织以奥氏体（１１１Ｙ）面心立方结构为主，存在较少量（１ｌＯａ）体心立方结构的马氏体或铁素体组织。图４．５是实验钢拉伸后的Ｘ射线衍射图。从图中可以看出拉伸后（１ｌｏａ）取向明显增多。此外，对比图４．４可以看出除了（１１ｌ丫）和（１ｌｏａ）有明显变化外，拉伸后（２００ａ）、（２１ｌａ）和（２２０ａ）取向的峰值变强。由于常温变形情况下，不可能出现铁素体组织，所以（１１ｏａ）取向的增量只能是马氏体组织。证明了拉伸过程中发生了奥氏体向马氏体相变，即发生了ＴＲＩＰ效应。此外，拉伸后（２２０丫）取向的峰值明显降低，由于（２２０７）是奥氏体最不稳定的取向，当受到外应力时，（２２０７）取向会转移到其它方向，从组织上表现为形变孪晶的产生。结合拉伸应力应变曲线中部的硬化指数，说明在拉伸的过程中，发生了ＴＷＩＰ效应。通过普通金相、扫描电镜以及Ｘ射线衍射分析，能初步确定实验钢热轧拉伸后的组织，但由于在制备金相试样和扫描电镜试样时高锰钢耐腐蚀性强，很难准确的分清奥氏体和马氏体组织。为了确定实验钢是否发生ＴＲＩＰ和ＴＷＩＰ效应，需通过透射电镜进行更深入的研究。图４．７（ａ）是实验钢热轧后微观形貌。通过衍射斑点的计算可以得知，其基体为马氏体，晶粒取向为（１１０ａ）。所以基体上的孪晶为马氏体孪晶，衍射斑点见图４．７（ｂ）。图４．７（ｃ）是板条马氏体，由衍射斑点图４．７（ｄ）计算可知，其晶粒取向也为ａ（１１０）。－５０一ｑ｛一ｌ东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究∽山Ｕ４０５０６０７０８０９０１００２０／。图４．５拉伸后高锰钢ｘ射线衍射Ｆｉ９４．５Ｘ—ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｔｅｎｓｉｏｎ■、～图４．７实验钢透射组织和电子衍射花样Ｆｉｇ．４．７Ｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅａｎｄｔｈｅｒｅｓｕｌｔｏｆｓｅａｌｉｎｇ（ａ）孪晶形貌；（ｂ）奥氏体衍射斑点；（ｃ）马氏体形貌：（ｄ）马氏体衍射斑点图４．８是大量位错纠结在板条马氏体和基体之间。马氏体对位错有强烈的阻碍－５ｌ·东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究作用，位错的塞积会造成应力集中，在受到应力时，对后续变形将产生一定的影响。图４．８实验钢透射组织Ｆｉｇ．４．８ＴＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ图４．９（ａ）、（ｂ）分别是奥氏体基体形貌和相应的衍射斑点，其晶粒取向为（１ｌｌ丫）。奥氏体是高锰ＴｗＩＰ／ＴＲＩＰ的基体，在热轧组织中，通过ＴＥＭ可以看到奥氏体晶粒，但没有发现形变孪晶的存在。奥氏体基体中存在大量的退火孪晶（图４．２），是初次再结晶晶粒长大的过程中伴随生成的，孪生面为｛１１１）。由于组织为奥氏体面心立方结构，变形时，极易使晶粒取向转变到有利塑性变形的位置，从而有利于提高延伸率。Ｘ射线衍射和ＴＥＭ分析结果表明１８．８Ｍｎ实验钢在拉伸发生了ＴＲＩＰ和ＴＷＩＰ两种效应，在塑性变形初期由于位错的塞积，应力应变速率急剧增加。随着变形的加剧，原始组织中的退火孪晶开始诱发塑性，试样的局部应力得到松弛。图４．９实验钏透射组织和电子衍射花样Ｆｉｇ．４．９Ｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅａｎｄｔｈｅｒｅｓｕｌｔｏｆｓｃａｌｉｎｇ－５２－：ｌＩ’东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究４．２．４实验钢拉伸断口分析高锰钢与双相钢（ＤＰ）、复相钢（ＣＰ）币ｆｌ马氏体钢（Ｍ）相比，其综合性能明显优于其他钢种。其中高锰钢的断裂有其特殊性，图４．１０是拉伸变形后热轧实验钢的金—ⅥＶ相显微组织，从图４．１０（ａ）可以看出拉伸变形后，实验钢中组织沿拉应力方向被ｆｉｉｄ，拉长，甚至有些长条状晶粒被拉断。图４．１０（ｂ）是拉伸断口附近显微组织，从中可以看到裂纹的存在，并多沿奥氏体和马氏体的晶界扩展。塑性变形后期，由于三向应力的作用，同时在奥氏体和马氏体的相界处位错大量塞积，正负位错结合产生空位出现显微孔洞，随应变量进一步增加，微孔扩展长大，当变形达到一定程度时，显微孔洞很快连接起来形成了裂纹，如图４．１ｌ（ａ）、（ｂ）所示。图４．１０实验钢拉伸后显微组织Ｆｉｇ．４．１０Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｔｅｎｓｉｏｎ（ａ）组织形貌；（ｂ）断口附近组织的裂纹幽４．１ｌ实验钏裂纹产生源Ｆｉｇ．４．１ｌｃｒａｃｋｓｏｕｒｃｅｏｆｔｈｅｅｘＤｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌ图４．１２（ａ）、（ｂ）所示为实验钢进行室温拉伸实验后断口的扫描照片。从图中可以看出，拉伸断口处分布着大量的韧窝，断口的韧窝非常深而且沿深度方向呈阶梯状。这说明实验钢在变形过程中发生了韧性断裂。韧性断裂是材料经明显－５３－东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学｝生能研究的塑性变形后而发生的断裂，它是一种高能量的吸收过程，并且韧性断裂通常表现为多断裂源，是一个缓慢的撕裂过程，随着变形的不断进行，裂纹不断产生、扩展和聚集，并最终在断口组织中形成大量均匀分布的韧窝。图４．１２（ａ）Ｎｏ．１实验钢拉伸断口；（ｂ）断口放大观察后的组织Ｆｉｇ．４．１２ＦｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅＮｏ．１ｓａｍｐｌｅ．ＳＥＭ（ｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）４．３热处理对实验钢力学性能的影响在４．２节中分析了不同卷曲温度下实验钢的组织及其力学性能，可以看出在不同工艺下实验钢性能有一定的差异。因此有必要分析热处理对实验钢力学性能以及组织变化的影响。对热轧实验钢进行热处理，标为４＃钢，热处理工艺是将４＃在１０００℃保温ｌｈ后淬火。热处理后的实验钢同样在室温下，以１０。３／ｓ应变速率拉伸，其应力应变曲线如图４．１３。经过轧后退火水淬处理的钢板，其基体组织为奥氏体，伴有大量的退火孪晶。这为拉伸变形初期ＴＷＩＰ效应提供了先决条件，同时在应变增加的过程中，应变诱发的形变孪晶形成，孪晶界强烈阻止了位错的移动，减少了加工硬化，提高了延伸率。图４．１４是热轧实验钢和固溶实验钢的真应力一真应变曲线从图中可以看出，两种实验钢都具有较高的加工硬化率，２＃实验钢在真应变大于Ｏ．０７后，开始发生塑性变形：４＃实验钢在真应变大于０．０６左右时发生塑性变形。变形初期，软相的奥氏体在外应力作用下先发生变形，大量位错在奥氏体晶粒内堆积，产生了应变硬化。２＃实验钢在真应变达到约０．１５时，真应力一真应变曲线出现凹状，即硬化率出现快速增加的趋势；４＃实验钢比２＃提前进入凹形区，约在真应变达到０．１３时进入。出现凹形区的特征正是奥氏体高锰钢与其他钢的特殊之处，因为在锰含量为１８．８％的高锰钢在变形过程中，同时出现了ＴＷＩＰ和ＴＲＩＰ现象。在变形的初期，ＴＷＩＰ效应占主导地位，大量形变孪晶的形成，提高了实验钢的延伸率，应力．．５４．．ＩＩ，，东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究释放使硬化率略微降低。在ＴＷＩＰ效应的发生过程中由于经过固溶处理的４＃实验钢基体中的退火孪晶的量大于热轧实验钢，因此提前进入凹形区。两种工艺下的实验钢在变形累积的应变达到诱发相变驱动力的时候，奥氏体在外应力作用下，向马氏体发生转变。在提高塑性的同时，由于马氏体量和位错塞积能量的不断增Ｊｌ多，加工硬化率得到提高。从而体现了高锰奥氏体钢既具有较高强度，同时具有较高延伸率和加工硬化率的优点。对于热轧实验钢虽然综合力学性能不如热处理１ｊ％后的实验钢，但考虑到经济效益以及生产成本，和对高锰钢的不同需求，热轧高锰钢有其自己的优势。￡图４．１３４＃钢热处理后的图４．１４实验钢真应力一应变曲线（２＃和４＃）Ｆｉｇ．４．１４Ｔｒｕｅｏ·￡ｃｕｒｖｅｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ工程应力一应变曲线Ｆｉｇ．４．１３Ｔｈｅｏ－￡ｃｕｒｖｅｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌＳｔｅｅｌｓ（２＃ａｎｄ４撑）ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ４．４ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的特点相变诱发塑性钢利用组织中奥氏体在受力应变过程中相变为马氏体而达到强化的目的，同时材料塑性又会大大增加，这样就实现了强韧性最优组合，是其它钢种所不具备的。而孪晶诱发塑性钢由于具有高的加工硬化率、高的延展性、高的强度等一系列特殊的机械性能，并且这两种钢还具有优良的连续屈服特性，未来的汽车工业中表现出了极高的发展应用前景１６２。。高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢是具有较好的加工硬化特性的一种材料。从理论上解释高锰钢加工硬化现象还存在不少的疑点，至今还没有一种很完美、能得到各方面接受的理论来很好地解释高锰钢的加工硬化现象。主要存在以下几种理论【６副：１．应变诱发马氏体相变硬化假说形变诱发马氏体相变硬化假说认为奥氏体高锰钢加工硬化的原因是由于高锰．５５．东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究钢形变诱发高锰钢中的奥氏体转变成马氏体。由于两者的体积不同，后者的体积较大产生了膨胀阻碍滑移面滑移引起的。２．孪晶硬化假说孪晶硬化假说认为高锰钢加工硬化是由于高锰钢形变时是按“孪生”机制进行塑性变形形成孪晶引起的，所谓孪生是以晶体中一定的晶面（孪晶面）沿着一定的晶向（孪生方向）移动而形成的。在形变过程中会有大量的形变孪晶形成。ｔＦ■，这些形变孪晶将金属基体切割成很多小块，位错被锁住，位错运动困难：另外由于孪晶界的存在能垒也阻碍了位错的运动，使得高锰钢发生塑性变形需克服更大的阻力。由于存在这两种阻力，因此高锰钢在形变时出现硬化现象。３．位错硬化假说位错硬化假说认为高锰钢加工硬化的机制是由于奥氏体高锰钢在形变时产生高位错密度，大量位错形成高密度位错区、高密度位错区会阻碍位错运动而产生强化效应，从而导致高锰钢的加工硬化。４．动态应变时效硬化假说晶体之所以能发生塑性变形是由于位错运动引起的，据此动态应变时效硬化假说认为，晶体发生塑性变形时溶质原子受到与位错周围扭曲的原子结构所伴生的高能应变能的影响，将被吸引到位错中心处形成“柯氏气团”，使系统的应变能降低并对位错的运动起钉扎作用，即产生了动态应变时效强化效应，从而导致了加工硬化现象的出现。５．综合作用硬化假说综合作用硬化假说认为是由于几种机理综合作用引起形变高锰钢的加工硬化，而不是由单独一种机理引起的。６．Ｆｅ—Ｍｎ．Ｃ原子团硬化假说１９９６年李士同等研究者通过热分析、磁分析、声分析、ＸＲＤ、ＳＥＭ、ＴＥＭ、ＥＤＡＸ、穆斯堡尔谱和电子探针等现代化检测手段，研究了不同的Ｃ、Ｍｎ含量的奥氏体高锰钢的加工硬化行为，提出了奥氏体高锰钢加工硬化是由于奥氏体高锰钢中形成的Ｆｅ．Ｍｎ．Ｃ原子团偏聚区，这些偏聚区会阻碍滑移系启动和位错的运动，因此导致了高锰钢加工硬化能力的观点。从前面说明可以看出，关于高锰钢加工硬化的机理有很多解释，不过有一点是相同的，即都认为是由于某种原因阻碍了位错的运动而引起高锰钢的加工硬化。本文的两种不同成分的高锰奥氏体钢主要是由于ＴＲＩＰ效应以及ＴＷＩＰ效应的出现，因而达到了较高的强度和塑性，这与应变诱发马氏体相变硬化假说和孪晶硬化假说理论较为相符。．５６．ＩＩ一１东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究目前大量研究的典型ＴＲＩＰ钢的成分一般为０．２％Ｃ、１～２％Ｍｎ、１～２％Ｓｉ，通过适当的热处理后的组织由５０％＂－＇６０％铁素体、２５％＇－－＇４０％贝氏体或少量马氏体和５％－－一１５％残余奥氏体组成【９】。传统的ＴＲＩＰ钢在变形中一般能够达到７００ＭＰａ以上的抗拉强度，３０％左右的延伸率，强塑积最高可达２４ＧＰａ％。而本文所研究的高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢在抗拉强度降低不大的情况下，延伸率得到较大提高。其中锰含量为１８．８％的Ｎｏ．１热轧实验钢的抗拉强度可以达到９２０ＭＰａ以上，延伸率最‘如高可达４１％，强塑积达到３６．６ＧＰａ％；热处理后的实验钢抗拉强度可以达到７４９ＭＰａ，延伸率可以达到８０％左右，强塑积达到５９ＧＰａ％。锰含量为２３．８％的Ｎｏ．２实验钢热处理后虽然抗拉强度略有降低，达到５９２ＭＰａ以上，但延伸率最高可达到８８％以上，具有较好的综合性能。主要原因是由于高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢固溶处理后的原始组织为单相奥氏体，与传统ＴＲＩＰ钢中的少量的残余奥氏体相比，在变形过程中可以有较多的奥氏体发生相变转变为马氏体，塑性变形引起的局部区域的应力集中将由于大量的奥氏体相变而得到松弛，抑制微裂纹的形成，塑性得到提高。并且随着马氏体量的增多，形变强化指数不断提高，使得实验钢的强度相应提高。或者由于大量的奥氏体在变形的过程中产生了孪晶，进而显著提高了材料的塑性。传统的ＴＲＩＰ钢在拉伸变形的过程中，应变诱发马氏体的量会随着应变速率的降低而增加，并且随着应变速率的降低，弥散碳化物有充足的时间析出，从而抑制晶界断裂，使塑性增加。最终导致钢的ＴＲＩＰ效应显著，伸长率和强度均有所升高【６３Ｊ。而高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢中由于含有大量稳定奥氏体的锰元素，因此在一定的范围内对于初始应变速率不敏感。随着应变速率的增加，实验钢在变形的过程中产生的相变马氏体的数量变化不大，即使在较高的初始应变速率下强度不发生明显的降低。与传统的ＴＲＩＰ钢相比，高锰奥氏体ＴＲＩＰ厂ｒＷＩＰ钢具有很多显著的优点。例如：材料的力学性能较好、生产制造工艺简单、成本较低等。通过适当调整高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴｗｌＰ钢的成分，可以获得强度和塑性综合性能较好的新钢种，为新一代汽车用钢提供合适的备选材料。４．５小结本章对锰含量为１８．８％热轧实验钢进行应变速率为１０‘３／ｓ条件下的室温拉伸变形实验。通过对实验钢不同工艺条件下拉伸变形后的力学性能进行比较，得到终轧温度、冷却方式对实验钢拉伸变形过程中力学性能的影响。对实验钢拉伸变－５７－东北大学硕士学位论文第四章热轧１８．８Ｍｎ钢组织与力学性能研究形前后的组织进行光学显微组织观察、ＴＥＭ组织观察、Ｘ射线衍射观察比较后，分析了实验钢拉伸变形过程中的变形机制。并且将热轧拉伸变形的力学性能与固溶后拉伸变形进行分析比较，总结出在锰含量一致时加工工艺对于实验钢力学性能以及组织变化的影响。本章实验的主要结论主要有以下几点：（１）通过控轧控冷工艺可以实现对高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的热轧生产，并且由于高锰奥氏体钢组织性能稳定，冷却速度和卷取温度等工艺参数的范围比较宽泛。（２）锰含量为１８．８％的高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢，在常温拉伸时，同时存在ＴＲＩＰ和ＴＷｌＰ效应，ＴＲＩＰ效应有利于提高实验钢的强度，而ＴＷｌＰ效应则对实验钢优良的延伸率作出了贡献。实验钢热轧和固溶后的组织主要是奥氏体基体，都存在一定量的退火孪晶。（３）通过控轧控冷工艺生产出来的热轧高锰奥氏体ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢，其抗拉强度可以达到９２０ＭＰａ以上，延伸率约在４１％左右，强塑积达３６ＧＰａ左右，具有优良的力学性能。（４）实验钢在拉伸初期变形机制主要以位错滑移为主，变形达到Ｏ．１５％以上时发生ＴＷＩＰ效应。真应力真应变曲线出现凹形区。当继续变形时，由于大量位错的塞积，实验钢开始发生ＴＲＩＰ效应。（５）固溶后的实验钢与热轧实验钢相比，其屈服强度和抗拉强度下降，延伸率提高。但热轧后直接利用的实验钢在生产中方便，简化生产工艺。通过固溶后的高锰钢虽然综合性能有所提高但生产成本也相应的增加。．５８．●，东北大学硕士学位论文第五章结论第五章结论本文以锰含量为１８．８％和２３．８％的两种高锰奥氏体钢作为研究对象，研究了不同锰含量的高锰钢在不同变形量时的组织和变形机制，以及热轧高锰钢的组织盥ｌ●～和力学性能，并分析了两种钢的拉伸应变硬化行为。主要的研究结果如下：（１）经过固溶处理后，１８．８Ｍｎ实验钢的组织主要由奥氏体和马氏体组成，而２３．８Ｍｎ实验钢组织主要是奥氏体，两种实验钢都有一定数量的退火孪晶存在。（２）１８．８Ｍｎ实验钢的变形机制在塑性变形初期为位错滑移和ＴＲＩＰ效应；变形中期主要以ＴＷＩＰ效应为主；变形后期主要发生ＴＲＩＰ效应，在整个变形过程中都伴随着ＴＲＩＰ效应发生。２３．８Ｍｎ实验钢在整个变形过程中以ＴＷＩＰ效应为主。（３）对１８．８Ｍｎ和２３．８Ｍｎ实验钢的应变硬化行为进行了分析。１８．８Ｍｎ实验钢变形分四个阶段：１）弹性阶段，即奥氏体和马氏体均处于弹性变形阶段，两相的变形基本是协调进行；２）恒ｎ值阶段，真应力应变为线性关系；３）ｄ２ｓ／ｄｅｚ＞Ｏ，曲线呈明显的凹形弧线：４）马氏体开始屈服阶段。２３．８Ｍｎ实验钢变形分三个阶段：１）弹性变形阶段：２）恒ｎ值阶段；３）孪晶诱发塑性变形阶段。（４）对１８．８Ｍｎ实验钢进行了控轧控冷实验，研究了热轧ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰ钢的组织和力学性能。热轧后组织主要是奥氏体，还含有少量马氏体。实验钢的抗拉强度达９２０ＭＰａ以上，延伸率达４０％以上，强塑积达３６ＧＰａｏＡ以上，卷取温度对实验钢拉伸性能影响不大。．５９．，蔓一，ｌｌＶ东北大学硕士学位论文参考文献参考文献１张梅．高强度和超高强度相变塑性钢的开发和研究【Ｄ】，上海大学博士学位论文，Ｘ，、Ｉ２００７．４．２史文．含钒低碳低硅相变诱发塑性钢的组织和性能的研究【Ｄ】，上海大学博士学位论文，２００６．１２．３Ｂ．Ｃ．ＤｅＣｏｏｍａｎ，Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ—ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｉｎＴＲＩＰｓｔａｔｅｓｔｅｅｌｓａｎｄｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｃａｒｂｉｄｅ—ｆｒｅｅｂａｉｎｉｔｅ［Ｊ］，Ｃｕｒｒｅｎｔｏｐｉｎｉｏｎｉｎｓｏｌｉｄｍａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅ，２００４，（８）：２８５·３０３．４王轶娜，黎倩，何燕霖等．高强度高塑性ＴＷｌＰ钢的组织和性能【Ｊ】，热处理２００６，２１（３）：２５－３０５王四根，花礼先，王绪．硅锰系相变诱发塑性钢的热处理工艺研究【Ｊ】，金属热处理，１９９５，（６）：１４．１７．６赵金福．一种新型高强度钢一低合金ＴＲＩＰ钢【Ｊ】，材料工程，１９９２，（１）：１６０—１６２．７Ｖ．ＥＺａｃｋａｙ，Ｅ．Ｒ．Ｐａｒｋｅｒ，Ｄ．ＦａｈｒａｎｄＲ．Ｂｕｓｈ．Ｔｈｅｅｎｈａｎｃｅｍｅｎｔｏｆｄｕｃｔｉｌｉｔｙｉｎｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］，Ｔｒａｎｓ．Ａｍ．Ｓｏｃ．Ｍｅｔ．，１９６７，（６０）：２５２．８０．Ｍａｔｓｕｍｕｒａ，Ｙ．ＳａｋｕｍａａｎｄＨ．Ｔａｋｅｃｈｉ．ＲｅｔａｉｎｅｄＡｕｓｔｅｎｉｔｅｉｎ０．４Ｃ·Ｓｉ－１．３ＭｎＳｔｅｅｌＳｈｅｅｔＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙＨｅａｔｅｄａｎｄＡｕｓｔｅｍｐｅｒｅｄ［Ｊ］，ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖ０１．２７，１９８７，Ｎｏ．９，５７０—５７９．９Ｏ．Ｍａｔｓｕｍｕｒａ，Ｙ．ＳａｋｕｍａＡｕｓｔｅｍｐｅｒｅｄ１３０１．１３０６．ａｎｄＨ．Ｔａｋｅｃｈｉ．ＴＲＩＰａｎｄｉｔｓＫｉｎｅｔｉｃｓＡｓｐｅｃｔｓｉｎ０．４Ｃ－１．ＳＳｉ一０．８ＭｎＳｔｅｅｌ［Ｊ］，ＳｃｒｉｐｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ，Ｖ０１．２１，１９８７，１０Ｏ．Ｍａｔｓｕｍｕｒａ，Ｙ．ＳａｋｕｍａａｎｄＨ．Ｔａｋｅｃｈｉ．ＥｎｈａｎｃｅｍｅｎｔｏｆＥｌｏｎｇａｔｉｏｎｂｙＲｅｔａｉｎｅｄＡｕｓｔｅｎｉｔｅｉｎＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙＡｎｎｅａｌｅｄ０．４Ｃ－１．ＳＳｉ－０．８ＭｎＳｔｅｅｌ［Ｊ］，ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅＩＳＩＪ，Ｖ０１．３２，１９９２，Ｎｏ．９．１０１４－１０２０．１１ＤｅＣｏｏｍａｎＢ…ＣＳｔｒｕｃｔｕｒｅ—ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｉｎＴＲＩＰｓｔｅｅｌｓｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｃａｒｂｉｄｅ－ｆｒｅｅｂａｉｎｉｔｅ［Ｊ］．ＣｕｒｒｅｎｔＯｐｉｎｉｏｎｉｎＳｏｌｉｄＳｔａｔｅａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２００４，８（３－４）：２８５—３０３．１２ＭａｈｉｅｕＪ．，ＣｌａｅｓｓｅｎｓＳ．．ＤｅＣｏｏｍａｎＢ．Ｃ．ＧａＩＶａｎｉｚａｂｉＩｉｔｙａｕｔｏｍｏｔｉｖｅｏｆｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈｓｔｅｅｌｓｆｏｒＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］，ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＡ２００１，３２Ａ：２９０５－２９０７．１３ＭｉｎｔｚＢ．Ｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆａｌｕｍｉｎｕｍｏｎｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｉｍｐａｃｔｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ．６】．东北大学硕士学位论文参考文献ｓｔｅｅｌ［Ａ］，ＤｅＣｏｏｍａｎＢＣＩｎｔ．Ｃｏｎｆ．ｏｎＴＲＩＰ－ＡｉｄｅｄＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＦｅｒｒｏｕｓＡｌｌｏｙｓ２００２：３７９—３８２．【Ｃ】，Ａａｃｈｅｎ，Ｇｅｒｍａｎｙ：ｗＭＧ１４ＨａｎｚａｋｉＺＡ，ＨｏｄｇｓｏｎＰＤ，ＹｕｅＳ．ＲｅｔａｉｎｅｄＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｈａｒａｃｔｅｒｒｉｓｔｉｃｓｉｎＴｈｅｒｍｏ··ＭｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙＰｒｏｃｅｓｓｅｄＳｉ··ＭｎＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙＳｔｅｅｌｓ【Ｊ】，Ｍｅｔａｌｌ．Ｔｒａｎｓ，１９９７，２８Ａ（１１）：２４０５—２４１１．１５ＳａｋｕｍａＹ，ＭａｔｔｏｃｋＤＫ，ＫｒａｕｓｓＧ．．ＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｔｌｙＡｎｎｅａｌｅｄＡｎｄＩｓｏｔｈｅｒｍａｌｌｙＴｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ０．１５ＰｅｔＳｔｅｅｔｓＣｏｎｔａｉｎｉｎｇ１．２ＰｅｔＳｉ，１．５ＰｅｔＭｎａｎｄ４ＰｅｔＮｉ：Ｐａｒｔ［Ｊ】，ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓ，１９９２，２３Ａ（４）：１２３３－１２４１．１６ＳｕｇｉｔｏｍｏＫ，ＫｏｂａｙａｓｈｉＭ，ＳｈｉｒｓａｗａＨ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆＳｅｃｏｎｄＰｈａｓｅＭｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｎＲｅｔａｉｎｅｄＡｕｓｔｅｎｉｔｅＭｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｉｎａＴＲＩＰ－ＡｉｄｅｄＤｕａｌ—ＰｈａｓｅＳｔｅｅｌＳｈｅｅｔ［Ｊ］，ＩＳＵＩｎｔｅｒ，１９９３，３３（７）：７７５—７８２．１７ＨａｎｚａｋｉＡＺ，ＨｏｄｇｓｏｎＰＤ，ＹｕｅＳ．．Ｆｅｒｒｉｔｅ．ＦｏｒｍａｔｉｏｎＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｉｎＳｉ—ＭｎＴＲＩＰＳｔｅｅｌｓ【Ｊ】，ＩＳＩＪＩｎｔｅｒ，１９９７，３７（６）：５８３－５８９．１８ＨａｎｚａｋｉＡＺ，ＨｏｄｇｓｏｎＰＤ，ＹｕｅＳ．ＴｈｅＳｔａｔｅｏｆｔｈｅＲｅｔａｉｎｅｄＡｕｓｔｅｎｉｔｅａｆｔｅｒＴｈｅｒｍｏ－ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＡＴＲＩＰＳｔｅｅｌ［Ａ】，３４恤ＭＷＳＰＣｏｎｆＰｒｏｃ［Ｃ］．ＩＳＳ－ＡＩＭＥ，１９９３，ＸＸＸ：５０７·５１４．１９韦习成，李麟，符仁任．ＴＲＩＰ钢显微组织与性能关系的评述【Ｊ】，钢铁研究学报，２００１，（１０）：７１．７６．２０史文，李麟，符仁任．两相区退火对不同硅含量ＴＲＩＰ钢残留奥氏体和力学性能的影响【Ｊ】，金属热处理，２００３，２８（３）：１０．１４．２１周嫒，李麟，史文等．ＳｉＭｎ系ＴＲＩＰ钢两相区等温处理的组织转变模拟．材料热处理学报【Ｊ】，２００２，２３（１）：１５．２０．２２李壮，王洪顺，李景春等．低碳硅锰系结构钢中相变诱发塑性的研究【Ｊ】，沈阳航空工业学院学报，１９９９，１６（４）：１４．１８．２３邹宏辉，符仁饪，李麟．ＳｉＭｎ系ＴＲＩＰ钢显微组织研究【Ｊ】，机械工程材料，２００２，２６（３）：１２－１４．２４李壮，王铁利，李在先，王国栋．新型ＴＲＩＰ钢热处理工艺初探【Ｊ】，钢铁，２００１，３６（１）：５２—５５．２５戴起勋，王安东．低温奥氏体钢的层错能【Ｊ】，钢铁研究学，２００２，１４（４）：３４．３８．２６Ｈｉｇｈ，ＪＰ，Ｌｏｔｈｅ，Ｊ．．ＴｈｅｏｒｙｏｆＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ［Ｍ］，２ｎｄｅｄ．ＮｅｗＹｏｒｋ：．ＪｏｈｎＷｉｌｅｙａｎｄＳｏｎｓＩｎｃ，１９８２．２７戴起勋，王安东．低温奥氏体的层错能【Ｊ】，钢铁研究学报，２００２．４（１４）：３４·３７．．６２．东北大学硕士学位论文参考文献２８ＤｅｌｅｈｏｕｚｅｅＬ，ＤｅｒｕｙｔｔｅｒｅＡ．Ｔｈｅｓｔａｃｋｆａｕｌｔｄｅｎｓｉｔｙｉｎｓｏｌｉｄｓｏｌｕｔｉｏｎｓｂａｓｅｄｏｎｃｏｐｐｅｒ，ｓｉｌｖｅｒ，ｎｉｃｋｅｌ，ａｌｕｍｉｎｉｕｍａｎｄｌｅａｄ［Ｊ］，ＡｃｔａＭｅｔａｌｌ，１９６７，（１５）：７２７－７３４．２９万见峰，陈世朴，徐祖耀．Ｆｅ．Ｍｎ．Ｓｉ基形状记忆合会中ＦＣＣ相的电子结构与稳定性【Ｊ】，中国科学，２００３，５（３３）：３８５－３９２．３０徐祖耀．铁基形状记忆合金【Ｊ】，上海金属，１９９３，２（１５）：１－１０．３１Ｒ．Ｅ．Ｓｃｈｒａｍｍ，Ｒ．Ｐ．Ｒｅｅｄ．Ｓｔａｃｋｉｎｇｆａｕｌｔｅｎｅｒｇｉｅｓｏｆｓｅｖｅｎｃｏｍｍｅｒｃｉａｌａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｓ【Ｊ】．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓ．Ａ，１９７５，（１７）：１３４５．３２李智超袁晓光．高锰钢强化机理综述【Ｊ】，阜新矿业学院学报（自然科学版）１９９３，１（１２）：４３—４７．３３Ａ．Ｇ盖伊．物理冶金学原理【Ｍ】，北京：机械工业出版社，１９８１．３４严玲，唐荻．不同加工工艺对高强高塑性ＴＷｌＰ钢组织与性能的影响热加工工艺【Ｊ】，２００５．（８）１５·１７．３５苏德达，李家俊著．钢的高温金相学【Ｍ】，天津大学出版社，２００７．３６钱苗根．金属学【Ｍ】，上海：上海科学技术出版社，１９８０．３７黄宝旭，王晓东等．ＴＷｌＰ钢研究的现状与展望【Ｊ】，热处理，２００５，（１４）：４－６．３８ＧＦｒｏｍｍｅｙｅｎ．Ｓｕｐｒａ－ｄｕｃｔｉｌｅａｎｄｈｉｇｈ·ｓｔｒｅｎｇｔｈｍａｎｇａｎｅｓｅ－ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰｓｔｅｅｌｓｆｏｒｈｉｇｈｅｎｅｒｇｙａｂｓｏｒｐｔｉｏｎｐｕｒｐｏｓｅ【Ｊ】．ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２００３，（４３）：４３８．３９熊荣刚，张梅等．ＴＷＩＰ钢的拉伸应变硬化行为【Ｊ】，钢铁，２００７，１１（４２）：６１—６４．４０许路萍，邵光杰，李麟等．汽车轻量化用金属材料及其发展动态【Ｊ】，上海金属２００２，２４（３）：１·７．４１李东宇．ＴＲＩＰ钢的工艺控制与性能研究【Ｊ】，鞍山科技大学，２００６．（３）：１７－２２．４２方鸿生，王家军，杨志纲等．贝氏体相变【Ｍ】，北京：科学出版社，１９９９，１５３－１６５．４３Ｓ．Ａｌｌａｉｎ，Ｊ．Ｐ．Ｃｈａｔｅａｕ，０．Ｂｏｕａｚｉｚ．Ａ．Ｐｈｙｓｉｃａｌｍｏｄｅｌｏｆｔｈｅｔｗｉｎｎｉｎｇ—ｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｅｆｆｅｃｔｉｎａｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌ［Ｊ］，ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２００４，Ａ３８７－３８９：１４３－１４７．４４Ｏ．ＧｒａＥｓｓｅｌ，Ｌ．心ｕ色ｇｅｒ，ＧＦｒｏｍｍｅｙｅｒ，Ｌ．Ｗ．ＭｅｙｅｎＨｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈＦｅ．Ｍｎ．（Ａｌ，Ｓｉ）ＴＲＩＰ／ＴＷＩＰｓｔｅｅｌｓｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ－ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ—ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ［Ｊ］，ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ，２０００，（１６）：１３９１·１４０９．４５唐代明．ＴＲＩＰ钢中合金元素的作用和处理工艺的研究进展【Ｊ】，钢铁研究学报，２００８．１（２０）：１－５．４６景财年，王作成．ＴＲＩＰ．相变诱发塑性钢的研究进展【Ｊ】，特殊钢，２００４，２５（４）－１·５．４７米振莉等．高强度高塑性ＴＷｌＰ钢的开发研究【Ｊ】，钢铁，２００５，（１）：１４０．．６３－东北大学硕士学位论文参考文献４８关小军，周家娟，王作成．一种新型汽车用钢——相变诱发塑性钢【Ｊ】，特殊钢，２００４，（４）：２７—３１．４９杨合湘，赵阳华．从需求看我国钢铁工业发展规模【Ｊ】，宏观经济研究，２００４，（３）：３４·３７．５０唐荻，米振莉，陈雨来．国外新型汽车用钢的技术要求及研究开发现状【Ｊ】，钢铁，２００５，６（１）：１－６．５１郑玉春．我国钢铁工业所面临形势分析【Ｊ】，冶金信息导刊．２００４，（１）：４－８．５２郭凤梅．浅谈钢铁行业的发展趋势【Ｊ】，武钢技术，２００３，４１（５）－３８．４１．５３张寿荣．我国钢铁工业发展的潜在危机【Ｊ】，冶金经济与管理，２００４，（１）：１４—１９．５４张德琛．钢铁工业运行中的问题和２００４年展望ｆＪ】，中国经贸导刊，２００４，（５）－１６．５５赵广东，康海军，吕忠萍．冷轧薄板成形性能研究的内容和方法【Ｊ】，本钢技术，２００６，（３）：１７．２１．５６李树棠．金属ｘ射线衍射与电子显微分析技术【Ｍ】，冶金工业出版社，１９８０．５７付瑞东，郑炀曾等．氮强化高锰奥氏体低温钢的拉伸应变硬化行为【Ｊ１，材料研究学报，２００５，１９（４）：Ｎｏ．２．５８Ｍ．Ｏ．Ｓｐｅｉｄｅｌ，ＥＪ．Ｕｇｇｏｗｉｔｚｅｒ．ＡＳＭ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９３，（１３５）：２３－３２．５９Ｓ．Ｋｕｂｏｔａ，Ｙ．Ｘｉａ，Ｙ．Ｔｏｍｏｔａ．ＩＳＩＪ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９８，（３８）：４７４．６０Ｄ．Ｃ．Ｌｕｄｗｉｇｓｏｎ．Ｍｅｔａｌ［Ｊ］．Ｔｒａｎｓ，１９７１，（２）：２９—２５．６１苏荣浩．高锰钢奥氏体结构研究【Ｊ】，兵工学报，１９８７，（１）：３７．４４．６２程晓农，戴起勋．奥氏体钢层错能与ｃ马氏体相变【Ｊ】，钢铁研究学报，２００３，１５（２）：５５—５９．６３王建华，任立军．高锰钢加工硬化机理研究【Ｊ】’煤矿机械，２００３，（１）：５０－５５．．．６４．．东北大学硕士学位致谢致谢本论文是在导师丁桦教授和田学峰老师的悉心指导下完成的。导师严谨的学术作风、渊博的知识、严谨的治学态度以及对事业的热爱与不懈追求和忘我的工作热情，将使本人受益终生。在论文完成之际，谨向导师致以深深的谢意！感谢导师几年来在工作和学习上给予的精心指导和教诲。作者在以后的工作和学习中一定刻苦努力，不辜负导师的培养与教诲。在本文的实验过程中，要感谢东北大学材料测试中心透射电镜室宋丹高级工程师在电子显微分析过程中给予的指导和帮助。感谢唐正友老师、那兴杰老师的大力帮助和指导。感谢重点实验室崔光洙老师和田浩师傅在实验过程中的热心工作。在论文完成期间，得到了博士研究生丁吴、赵文娟、赵敬伟、黄明丽、李继忠、蔡明晖、商艳、李晓滨，硕士研究生郑灿、郭营利和杜楠楠等在日常研究工—一■作中给予的帮助和支持，在此表示深深的感谢。最后，真诚的感谢每一位关心、支持和帮助我的老师和朋友们。汪云辉２００８年７月．６５．高锰钢变形机制及热轧工艺研究
作者：
学位授予单位：
汪云辉东北大学
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