高锰 TRIP/T W IP钢变形行为的研究进展

丁 桦,杨 平

(1.东北大学 材料与冶金学院,沈阳 110819;2.北京科技大学 材料科学与工程学院,北京 100083)

高锰 TRIP/T W IP钢变形行为的研究进展

丁 桦1,杨 平2

(1.东北大学 材料与冶金学院,沈阳 110819;2.北京科技大学 材料科学与工程学院,北京 100083)

高强度高塑性是汽车用钢发展的主要趋势.Fe-Mn-Al-Si系 TR IP/T W IP钢、Fe-Mn-C系T W IP钢和 Fe-Mn-Al-C钢具有高的强度、优良的塑性和成形性,为新一代汽车材料.近年来,这些奥氏体汽车用钢的研究与开发受到了高度重视.本文对高锰 TR IP/T W IP钢的组织性能、晶体学行为、强韧化机制、应变硬化行为和高速变形方面的研究工作进行了综述.

高锰钢;TR IP效应;T W IP效应;层错能;组织演变;力学性能

汽车轻量化是汽车发展的主要方向,而减轻车身材料的质量是减轻车重的有效途径.因此,许多钢铁企业竞相研发和采用先进高强钢,如 TR IP钢、DP钢、T W IP钢和马氏体钢等.

近年来,高锰 TR IP/T W IP钢一直是高强钢研究中的一个热点[1,2].Grassel和 Frommeyer等研究者发表的 Fe-(15-30Mn)-3Al-3Si钢系统的研究结果[3～5]表明:随着 Mn含量的不同,高锰钢可分为具有相变诱发塑性的高锰 TR IP(Transfor mation Induced Plasticity)钢和孪晶诱发塑性的 T W IP(Twinning Induced Plasticity)钢.高锰 TR IP/T W IP钢具有高的强度和延伸率、较低的屈强比及良好的成形性能,并具有很强的能量吸收能力,在汽车轻量化的进程中具有竞争力.

1 高锰钢与层错能

层错能是了解高锰钢组织与性能之间关系的一个关键性参数.层错能通过滑移模式、形变孪晶和马氏体相变显著影响材料的强度、韧性及断裂,因此关于层错能的认识在解释高锰钢变形特性和力学行为方面十分重要[6].层错能并非常数,它受成分和温度等因素的影响[7].

高锰钢的变形机制根据堆垛层错能 (Stack Fault Energy,SFE)和相变的吉布斯自由能 (ΔG)不同,可分为马氏体相变、应变诱发相变 (TR IP效应)、应变诱发孪晶 (T W IP效应)和位错滑移.研究表明[5],SFE≤20 mJ/m2时,易产生形变诱发马氏体,即相变诱发塑性,发生 TR IP效应;而当SFE≈25 mJ/m2时,高锰钢优先形成孪晶而不发生马氏体相变,称为孪生诱发塑性,即 T W IP效应.但是,仅考虑层错能是不够的,因为难以解释为何层错能值相差不大,变形机制却不相同.更为详细的描述是同时考虑奥氏体向马氏体转变的自由能 ,即 ΔGγ→ε.当 ΔGγ→ε为 115～250 mJ/m2,层错能为 25 mJ/m2时,形变孪生优先发生.Allain等[8～10]构建了相关的模型对高锰奥氏体钢的孪生诱发塑性进行了分析.他们的研究结果表明:在一定范围内增大 SFE,会导致变形机制由形变诱发马氏体相变向形变诱发孪晶转变.

图1 不同合金成分和温度下高锰钢变形机制随层错能的转变图1)Fig.1 Stacking fault energy for transition be tween different defor m ation m echanism s in dependence of temperature and chem ical composition1)

图1为奥氏体钢的变形机制与钢的合金元素含量及温度关系的示意图 1.图中示出,随着提高层错能的合金化元素 (C,Mn,Al等)的增加和温度的升高,高锰钢的变形机制从 TR IP效应转变为 T W IP效应,最后变为以位错滑移为主的机制.从图中可以得出层错能是影响实验钢变形机制的决定性因素.需要指出的是该图只是示意图,图中变形机制的转变不一定能用直线描述.

2 TR IP/TW IP钢的组织性能

第一类高锰 TR IP/T W IP钢为 Fe-Mn-Al-Si系,关于该系钢的研究工作很多,包括合金成分、变形条件和热处理工艺等对钢的微观组织、力学性能和成形性能的影响等[3～5,11～17].典型成分(质量分数 /%)为 Fe-25Mn-3Al-3Si的钢经组织调整后为全奥氏体组织,在变形过程中只发生 T W IP效应,室温下具有中等的抗拉强度和极优的塑性 (延伸率大于 80%),其强塑积约为50 GPa%.研究表明[3],根据力学性能和组织演变可将变形温度分为三个区间:当温度在 200～400℃时,滑移是主要的变形机制;而在 20～200℃,随着温度的降低,形变诱发孪生增加,钢的塑性增加;当温度低于 20℃,形变诱发孪生的速率加快,在变形早期即完成,实验钢的延伸率随着温度的降低而减少.在一定的Mn含量的范围内,TR IP效应和 T W IP效应共存,这类合金兼具较高的强度和良好的塑性,如 Fe-18.8Mn-3Al-3Si合金的抗拉强度和塑性分别为 700 MPa和40%[15];Fe-23.8Mn-3Si-3Al合金的抗拉强度和塑性分别为 600 MPa和 70%[16,17].

第二类 T W IP钢为 Fe-Mn-C系[8～10,18～21],在这类合金中奥氏体是稳定的,不发生马氏体相变,因此只发生 T W IP效应.典型成分为Fe-23Mn-0.6C的钢的抗拉强度为 1000 MPa,塑性大于 70%[20].文献 [8]建立了 T W IP钢中孪生诱发塑性的物理模型,用该模型描述了层错能较低 (20 mJ/m2)的 Fe-22Mn-0.6C钢的力学特性和组织特征,阐明了不同尺度下孪晶的形成,定量描述了孪生与位错的相互作用,模拟结果可预测孪晶厚度和孪晶周围的应力场.Fe-Mn-C系T W IP钢的含碳量较高,在变形时会出现动态应变时效 (Dynamic Strain Aging,DSA),这类合金的组织表征近来受到了研究者的关注[20,21].

Frommeyer等研究者对高强 Fe-(18～28)Mn-(9～12)Al-(0.7～1.2)C钢进行了研究[22].实验钢室温时强度为 700～1 100 MPa,塑性优良 (～60%).由于 Al的大量添加,Fe-Mn-Al-C钢的层错能很高 (～110 mJ/m2),在变形时既不发生马氏体相变,也不发生机械孪生,而是出现大量均匀的剪切带.研究者认为均匀的剪切变形对总的塑性有重要的贡献,被称为剪切带诱发塑性 (Shear Band Induced Plasticity),简称 SIP效应.这种钢的另一特点是在奥氏体基体上均匀分布着纳米级碳化物,它们间距很小,并与奥氏体基体共格.同时在钢中还有 5%～15%的铁素体.有SIP效应的高强 Fe-Mn-Al-C钢具有优良的成形性和抗碰撞性能,且密度仅为 6.5～7 g/cm3,减重效果好,是一类很有潜力的材料,可为汽车材料的减重降耗提供一种新的选择.但是,在 Fe-Al-Mn-C钢变形行为方面的研究尚不够深入.

考虑到 T W IP钢中高的Mn含量会导致浇注性差、高温氧化和边裂等缺陷,Lee等[23]在对奥氏体基体层错能及其稳定性等进行计算的基础上,设计了变形过程中仅发生 T W IP效应的、且Mn含量相对低的 T W IP钢,典型成分为 Fe-18Mn-0.6C-1.5Al、Fe-15Mn-0.6C-2Cr-0.21N和 Fe-12Mn-0.9C-2Si.T W IP钢的抗拉强度为1 000～1 150 MPa,延伸率为 45%～60%.在合金元素 (Cr、N、Al、Nb、Ti、Si等 )对 T W IP钢性能的影响、高温变形行为、高速变形行为、孪晶的形成机制 (主要是原位观察方面)、冲压性能以及氢对断裂的影响等方面已开展了一系列的研究工作.

3 TR IP/TW IP钢的晶体学行为

晶体学主要包含两方面,一是形变过程的宏观织构演变,二是形变 /相变机制的微观不均匀性或称取向依赖性.对 T W IP效应伴随的织构演变已有较多的研究.因没有相变,T W IP钢在变形时形成典型的低层错能 FCC金属形变织构,即与黄铜、银等金属的形变织构相同.轧制时形成黄铜型{110} <>织构,同时含高斯织构{110}<001>和 S织构{123}<>[19,24,25].单向拉伸时形成以 <111>为主、<100>为辅的线织构,压缩时形成 <110>线织构[26].对取向依赖性方面的研究相对少一些.由于晶粒取向不同,滑移及孪生的倾向会有差异.不论形变量多大,总会存在含有大量形变孪晶的晶粒和一些很少有孪晶(均为全位错滑移)的晶粒.对 T W IP钢拉伸和压缩织构的分析表明[26]:拉伸时,形成强 <111>和弱的 <100>织构,后者内部很少有孪晶.压缩时形成 <110>织构,但只有压缩初期的 <100>取向晶粒内才有大量孪晶,<110>和 <111>取向晶粒内难以形成孪晶.因此大变形量时,<110>取向晶粒内的弯曲孪晶其实都是原始 <100>或其他取向晶粒转过来的.原始的 <110>晶粒内并不易形成孪晶.拉断后主要为强 <111>线织构及其孪生产生的弱织构;孪生弱化了 <111>织构,同时也减弱了 <100>线织构,使原来较弱的<100>织构变为 <100>附近的孪晶取向.

计算表明(图 2),拉伸时滑移导致的晶粒取向转动形成稳定的 <111>,也是孪生易出现的取向;而压缩时,晶粒取向将背离孪晶变体最多 (8个)的 <001>取向.滑移造成的晶粒取向转动的稳定取向 <101>不是孪生有利的取向,即多晶体拉伸及压缩时孪晶量及应变硬化行为应不同.同时,计算还表明,只要发生孪生,取向一定转到滑移有利的区域,即孪晶带内滑移是主要的,很难再发生孪晶.

图2 拉伸和压缩中形变孪生引起的取向变化[26]Fig.2 Tw inning induced changes in orientation in tens ion and in compression[26]

对于高锰 TR IP钢变形过程中的织构,一般认为相变会弱化织构,即不论是扩散型相变还是切变型相变,相变产物中会存在多种变体,母相与新相的对称性越高,变体的数目越多,产物中相变织构越弱.如 FCC变为 BCC结构时,一个奥氏体晶粒内可形成 24个马氏体变体,因此相变产物的织构较弱.但实际相变中奥氏体的取向并不会是随机分布的,再结晶的奥氏体常为立方取向,转变为铁素体或马氏体后常形成旋转立方取向;而形变的黄铜或高斯取向奥氏体常转变为{111}<>或 {112}<110>铁素体或马氏体织构[27].形变组织中的位错对相变时的变体选择起一定作用.在产生 TR IP效应的过程中,外力作用下会出现更显著的变体选择,高锰钢 TR IP产生的马氏体也会出现形变织构.在压缩或轧制条件下 (而不是拉伸),织构会更强.高锰 TR IP钢的织构应是相变织构与形变织构的组合.Gey等用 X射线法测出了相变织构[28].

TR IP过程的相变织构指不同形变量下新形成的马氏体中存在取向择优的现象,而 TR IP钢的形变织构指早期形成的马氏体在形变过程中出现取向转动并稳定在相应形变条件下的稳定取向附近的择优过程.实际上,不太容易严格区分两类织构.但因马氏体在不到 10%的形变量下就可形成,而高锰 TR IP钢即使在拉伸时也有 40%以上的延伸率,且奥氏体内滑移过多,晶体缺陷过多后,会阻碍切变型马氏体的形成 (机械稳定化).因此,马氏体必然会经历形变过程,其标志应该是同一马氏体变体内取向差增大,马氏体与奥氏体的取向关系更加偏离 K-S关系.可检测到形变时不同取向奥氏体内相变速度不同[29～32].

图3 高锰钢压缩 30%后主要相的织构[33]Fig.3 Textures of 18Mn steel(a)and 22Mn steel

图3示出了不同成分 (质量分数 /%)高锰钢压缩 30%后主要相的织构[33].图 3a为低碳 Fe-18Mn-3Si-2Al钢压缩 30%后α’-M的织构 (此样品形变前就有一定量的马氏体,形变后奥氏体几乎全转变为马氏体);图 3b为 Fe-22Mn-3Si-2Al压缩 30%后奥氏体的织构 (该样品此时主要为奥氏体及六方马氏体,BCC马氏体占少数).可见,α’-M主要为强 <100>和弱 <111>织构,而奥氏体主要为 <110>织构及其孪晶取向<112>弱织构.由其他取向的奥氏体由于形变转动到 <110>取向后因缺陷的增多而阻碍相变.

4 TR IP/TW IP钢的强韧化机制

高锰 TR IP/T W IP钢屈服后强度随应变的增加快速上升,应变硬化率较高,同时维持较长段的均匀变形.高强塑性高锰钢这种均匀变形特征是由其变形强化机制决定的.

高锰 TR IP/T W IP钢的强化机制主要有以下几种:

4.1“低堆垛层错能”强化机制

室温下高锰钢的组织为面心立方结构的奥氏体,奥氏体中的层错能很低.面心立方晶体中能量最低的全位错是处在{111}面上的单位位错,很容易形成扩展位错.不全位错难以束集,从而无法进行交滑移,只能被限制在原滑移平面内运动,导致高锰钢具有高的加工硬化率.不断积蓄的能量也进一步促进了形变孪晶的产生.

4.2“动态 Hall-Petch”机制

退火孪晶的宽度与晶粒尺寸相近,因此只能提供有限的孪晶界面,退火孪晶对实验钢力学性能的贡献仅仅是细化基体晶粒的作用.由于一般的高锰 T W IP钢原始奥氏体晶粒尺寸较大,退火孪晶的宽度也较宽,实验钢的屈服强度一般并不是很高[17,34].且退火孪晶界面在变形过程中是稳定的,不能再生.在变形过程中,变形诱发了大量的形变孪晶,形变孪晶均匀分布于整个试样中,其宽度远远小于退火孪晶,为高应变区提供了足够的界面,对位错的进一步运动构成了障碍,极大地提高了塑性形变的阻力,使流变应力增加.同时,多个孪晶系统的开动,进一步提高了对位错运动的阻力.在高锰钢的变形过程中,形变孪晶的形成是一个连续的过程,因此会不断形成新的界面,阻碍位错的运动,使流变应力不断增加,使实验钢获得较高的抗拉强度.由于形变孪晶的产生量是逐渐增加的,不断出现的孪晶将晶粒细化起到了一个“动态”的 Hall-Petch效应.

4.3 原子团及沉淀相的作用.

在 Fe-Mn-C系 T W IP钢中,存在着大量间隙固溶的 C原子.由于 C原子与Mn原子间的交互作用要大于 Fe原子与 C原子间的交互作用,很容易形成Mn-C原子团,其形成使晶格对位错的滑移产生更大的抗力,起到强化作用[35,36].在Fe-Mn-Al-C系高锰钢中,会形成纳米级的κ粒子 ((Fe,Mn)3AlCx),这种粒子也会明显提高钢的强度[22].

许多文献的研究结果表明[4,14,16],随着Mn含量的增加,Fe-Mn-Al-Si钢的强度下降,塑性提高.这是因为Mn含量的增加使合金的层错能升高,T W IP效应逐渐变为主要的机制,此时固溶强化机制已退居次要地位.文献[12]的研究结果表明在 Fe-Mn-Al-Si系高锰钢中添加微量的Nb,由于 Nb的添加使合金的层错能升高,强度明显下降,Lee等研究了 Nb和 Ti对 Fe-18Mn-0.6CT W IP钢组织和性能的影响.结果表明:当Nb的质量分数从 0.05%增至 0.1%时,实验钢的抗拉强度和屈服强度分别提高了 110 MPa和 300 MPa,断后延伸率从 58%降至 40%.随着 Ti含量的增加,实验钢的强度也有所提高,塑性呈下降趋势[23].这些结果与文献 [12]中的规律不一致,这是因为在 Fe-Mn-Al-Si高锰 TR IP/T W IP钢中含碳量很低,而在 Fe-Mn-C系高锰钢中,Nb和Ti与 C的相互作用会影响其性能.

与低锰 TR IP钢类似,TR IP效应可提高高锰钢的强度,但 TR IP钢的特色是主要是增塑.增塑的两个经典理论是Magee的变体选择增塑[37](即顺着外力作用的应变方向生长的变体优先形成,从而提高塑性)和 Greenwood-Johnson[38]的应变协调(即在奥氏体应力集中处通过形成硬的马氏体而将应力集中转移给周围的软的奥氏体中,从而实现延迟断裂和提高塑性).

同时具有 TR IP和 T W IP效应的高锰钢具有较好的塑性,在 w(Mn)=18%～22%的高锰钢中,可观测到大量的马氏体,同时也可观测到形变孪晶.只发生 T W IP效应的高锰钢组织为单一均匀的奥氏体相,一般没有容易引起裂纹的第二相存在,具有优良的塑性.在高锰 T W IP钢发生塑性变形时,形变孪晶的出现阻止了位错的进一步滑移,促使其他应变较低区形变,由此导致试样的均匀形变,从而显著推迟缩颈的产生.

图4为 3种锰含量 (质量分数 /%)高锰钢的冲击功与温度的关系[39].在所选取的温度范围内,14.8%Mn TR IP实验钢完全没有韧性区间;31%Mn TR IP/T W IP钢没有韧脆转变温度,只存在韧性区间;18.8%Mn TR IP/T W IP钢存在韧脆转变温度(-80℃).结合强度和塑性指标结果说明:在高锰TR IP/T W IP钢中,与 TRIP效应相比较,T W IP效应更有利于提高高锰钢的塑性和韧性.

5 TR IP/TW IP钢的应变硬化行为

一般地,材料的应变硬化行为用应变硬化指数n描述.但是,对于高锰 TRIP/T W IP钢,真应力与真应变往往不遵循 Hollomon线性关系,n值在变形过程中并不是常数[40,41],而是随应变的变化而变化.

图4 高锰钢的冲击吸收功与冲击温度之间的关系[39]Fig.4 Relationship between impact energy and temperature of high Mn steels[39]

在同时存在 TRIP和 T W IP效应的高锰钢中,相对于变形的不同阶段,高锰钢呈现出不同的应变硬化行为[42].18.8%Mn TRIP/T W IP钢真应力应变曲线可划分为 4个变形阶段.在弹性变形阶段之后,TR IP效应主要发生在塑性变形的开始阶段,而T W IP效应在真应变约为 0.14～0.35时占主导.真应变大于 0.35以后有少量 TR IP效应,此时两相均发生变形.塑性阶段的应变硬化指数 (n值)随其各阶段变形机制变化,真应变小于 0.14和大于 0.35时 n值是恒定的,分别为 0.31和 0.74;而真应变在0.14～0.35之间时,应变硬化指数随应变量增加而增加.

Jin等人[43]对 Fe-18Mn-0.6C-1.5Al T W IP钢的变形行为及组织演变进行了研究.实验钢的屈服强度和抗拉强度分别为 450 MPa和1 000MPa,应变硬化效应非常显著.他们用修正的 Crussard-Jaoul方程分析了应变硬化率,得出实验钢的变形可分为 4个阶段.应变硬化率在低应变阶段很高,而在大应变阶段迅速下降.组织观察表明应变硬化率的下降是由于形变孪晶形成速率下降引起的.

一般地,T W IP钢的应变硬化速率由变形过程中孪晶的形成速率所控制,即应变硬化率随孪晶体积分数的增加而增加.孪晶动力学与合金的层错能(取决于合金成分)、组织 (晶粒尺寸、沉淀相)及温度等因素密切相关[44].Sevillano[45]指出奥氏体基体通过前述的“动态 Hall-Petch”效应获得应变硬化.Barbier等[19]研究了细晶 T W IP钢的织构和组织演变,认为在变形初期形成的纳米级孪晶导致应变硬化率的增加.在大应变区域,显著的 <111>纤维织构促进形变孪生,从而使高的应变硬化率得以保持.Bouaziz和 Guelton[46]进行了 T W IP钢中应变硬化效应的模拟,考虑孪生与位错滑移之间的相互作用,建立了应变硬化模型,并与无 T W IP效应的铁素体不锈钢和有 T W IP效应的奥氏体钢的实验结果做了对比.后来,他们的模型又引进了晶粒尺寸和包辛格效应[47].Dini等人[48]用人工神经网络预测高锰(15%～30%)TRIP/T W IP钢的应变硬化机制,并与实验结果进行了比较.

与上述研究工作认为形变孪晶的形成引起T W IP钢高应变硬化率的观点不同,Chen等人[18]认为Mn-C原子团与位错间的相互作用引起的动态应变时效是 Fe-Mn-C系 T W IP钢高应变硬化率的原因.实际上,对于间隙原子 C含量较高的T W IP钢,必须考虑 C与其他元素的交互作用.文献 [20]对 Fe-19.9Mn-1.167C-0.134Si T W IP钢的应变硬化行为与动态应变时效之间的关系进行了探讨,但是在这方面还需做深入的工作.

当层错能进一步提高时,高锰钢的变形机制发生变化,其应变硬化行为也不相同[49].图 5为不同Al含量 (质量分数)的高锰钢在应变速率为10-3s-1时的应变硬化率与应变之间的曲线.研究结果表明:随着 Al的质量分数由 3%增加至 8%(层错能由 30 mJ/m2增至 80 mJ/m2),变形机制由T W IP效应转变为以位错滑移为主,应变硬化行为存在较大的差异.当孪生为主要机制时,应变硬化率呈现下降—上升—下降的趋势,这是由于在变形初期发生形变孪生;而变形以位错滑移为主时,应变硬化率随应变单调下降.

图5 高锰钢的应变硬化率与应变的关系[49]Fig.5 Variation of strain hardening rate with strain in high Mn steels[49]

对于同一种成分的 T W IP钢,晶粒尺寸不同,应变硬化行为也不同[50,51].文献[50]的工作表明,随着晶粒尺寸的增加,T W IP钢的应变硬化率随真应变的关系曲线由 2阶段变为 3阶段.对于大晶粒尺寸的 T W IP钢试样,形变孪晶在拉伸变形中形核的临界应力较低.随变形量增加,形变孪晶可持续形成,使其加工硬化能力增加,从而使 T W IP效应增强.

6 高锰钢的高速变形

汽车钢板部件在成形过程中常与冲击变形有关 (应变速率在 102s-1～103s-1).同时,从汽车的安全性考虑,高强度钢板在撞击过程中需要良好的吸收撞击能量的能力.原有的静载荷下变形机制的基础研究已不能适应这种变化的需求.为了在汽车上能够成功使用高锰钢,必须研究其高速变形性能,深入了解高速变形行为及微观组织的影响,准确地表征材料的动态变形行为.

文献[4]对高锰 TR IP/T W IP钢在不同变形条件下的性能进行了系统的研究.他们发现:在10-4s-1～103s-1应变速率范围内,钢的屈服强度随应变速率的增加而提高;在应变速率小于102s-1时,其抗拉强度基本为常量,当应变速率大于102s-1后,抗拉强度升高;当应变速率低于10-1s-1,均匀延伸率和总延伸率均随应变速率的提高而降低,应变速率进一步提高时,塑性略有降低;作者认为这是由于“绝热”效应的影响.在102s-1～103s-1的应变速率下对 T W IP钢的冲击韧性进行测试,没有发现 T W IP钢的韧脆转变温度.

对 Fe-1.15C-26Mn-11Al研究结果表明[22]:应变速率在 10-4s-1至 10-1s-1的范围内,随着应变速率增加,强度变化不大,但塑性明显下降;当应变速率高于 10-1s-1,强度增加,塑性降低的趋势减缓.他们认为,在较低的应变速率下(<10-1s-1),“绝热”效应比在较高的应变速率(>10-1s-1)时对材料力学性能的影响更为显著.

目前,相关的物理模型还不足以反映材料在动态变形条件下的力学响应,对于高强钢的高速变形,多数研究工作应用的是唯象模型.一般应用的是 Johnson-Cook,Ludwig和 Zhao等三种模型[52,53].实际上,在高速变形本构关系的研究方面还远不够完善[54],例如 Johnson-Cook本构模型采用的是相对简单的形式来表达复杂的本构关系;Zerilli-Amstrong模型虽然考虑了晶体结构的区别,提出了适合 FCC和 BCC结构的两种表达式,但对复杂的微观组织演变来说仍不够.目前对高强钢高速变形的本构方程主要是唯象型的,是根据实验数据进行拟合而得,不能反映材料变形的物理本质.因此,应将高速变形过程中宏观力学行为和微观组织演变结合起来进行分析,获得 TRIP/T W IP钢包含微观组织变化的高速变形本构方程.

7 结 语

作为新一代钢铁材料,高锰 TRIP/T W IP钢具有性能上的优势.对高锰 TRIP/T W IP钢的变形行为及强韧化机制进行深入的研究,可为其组织性能控制提供依据.

高锰 TRIP/T W IP钢的合金设计主要通过热力学计算 (奥氏体层错能及其稳定性),同时考虑综合性能.新设计的高锰 TR IP/T W IP钢一般 C含量较高,同时添加其他合金元素.因此,在合金元素的相互作用、包含沉淀相时的强韧化机制、时效条件对组织性能的影响规律、动态应变时效的机制和对性能的影响及动态变形行为的表征等方面均应开展进一步的研究.

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Research in deformation behaviors of highMn TRIP/TW IP steels

DING H ua1,YAN G Ping2
(1. School ofMaterials and Metallurgy,N ortheastern U niversity,Shenyang 110819,China;2.School ofMaterials Science and Enginnering,U niversity of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

H igh strength and high plasticity is the m ajor trend in the developm ent of autom obile steels.Fe-M n-A l-Si TR IP/TW IP steels,Fe-M n-C TW IP steels and Fe-M n-A l-C steels,as a new generation of autom obile steels,possess high strength,superior plasticity and good form ability. In recent years,R&D in these austenitic autom obile steels has

m uch attention. In the present paper,the research w orks in m echanical properties,m icrostructure and texture evolution,strengthening m echanis m s,strain hardening behaviors and high strain rate deform ation have been summ arized.

high M n steel; TR IP effect; TW IP effect; stacking fault energy; m icrostructural evolution;m echanical property

TG 142.1

A

1671-6620(2010)04-0265-08

2010-09-01.

丁桦 (1958—),女,安徽合肥人,东北大学教授,博士生导师,E-mail:Dinghua@smm.neu.edu.cn;杨平(1959—),男,湖南岳阳人,北京科技大学教授,博士生导师.