相變誘發(fā)塑性鋼的研究現(xiàn)狀與發(fā)展

1、相變誘發(fā)塑性鋼的研究現(xiàn)狀與發(fā)展 謝有瓏 153311001研究表明，在其他條件不變的情況下，汽車質(zhì)量每減輕10%，則油耗可下降8%一10%，而為提高汽車安全性，又要增加主動與被動安全措施，這將增加汽車的質(zhì)量，解決這一矛盾的有效手段就是采用先進高強度鋼，相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP)鋼的研制成功為解決強度和質(zhì)量的矛盾提供了方向，相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP)不但具有高的強度和較高的塑性，而且還具有較好的成形性能、焊接性能，特別是較高的動態(tài)力學性能、抗侵入性能和吸能能力，使它成為近年來汽車用鋼板的一大熱點。目前多被應用在汽車的安全類結(jié)構(gòu)件，例如車門防護桿、保險杠、頂蓋橫梁和駕駛室地板梁等。在國外一些公司已

2、經(jīng)相繼成功開發(fā)出熱軋、冷軋、熱鍍鋅等TRIP鋼，抗拉級別最高可以達到1200MPa，相繼投入了商業(yè)生產(chǎn)。1TRIP效應的提出及其機理研究1.1TRIP效應的提出sauveur1在1924年就提出，鐵在相變時會出現(xiàn)軟化，即對流變的抗力減少的現(xiàn)象。以后的大量工作均證明了他的發(fā)現(xiàn)：金屬及合金在相變過程中塑性增長，在低于母相屈服強度的情況下會產(chǎn)生塑性變形，這種特性被稱為相變誘發(fā)塑性(Transformtion Induced Plasticity)或簡稱為相變塑性(TRIP)。20世紀60年代，Zackey2等在研究高鎳高鉻鋼中的奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時發(fā)現(xiàn)鋼中存在TRIP效應，并開發(fā)了可供實際應用的TR

3、IP鋼，其主要由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體組成，可能還有馬氏體。當應力作用在鋼板上時，如拉伸試驗、汽車零件變形、汽車撞擊等，在應變集中的地方，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，由于馬氏體的硬度高，使局部的硬度得到提高，繼續(xù)變形較困難，同時變形進一步向周圍組織轉(zhuǎn)移，頸縮的產(chǎn)生被延遲，隨著相變的不斷發(fā)展，材料獲得了很高的塑性。殘余奧氏體相變時體積增大，壓迫周圍的基體，使其發(fā)生塑性變形，引起位錯密度增加，產(chǎn)生位錯強化，同時相變產(chǎn)生的馬氏體也使材料強度提高，鋼板經(jīng)相變后的塑性和強度都有提高。由于當時的相變誘發(fā)塑性鋼使用了大量的貴重合金元素，生產(chǎn)成本非常高，限制了其應用范圍。近20年來，TRIP效應的研究集中于

4、高強度低合金鋼，主要成分(質(zhì)量分數(shù))是0.250.3%C，1.0%2.0%Si，1.0%2.0%Mn（在這基礎(chǔ)上多數(shù)都加入Ni)，也有少數(shù)研究者加入V、Ti或Mo等，由于其低的合金元素含量，使其在具有較高強度和塑性的同時，焊接性能也得到了很大提高。1.2形變誘發(fā)馬氏體相變機理在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms點以上，奧氏體在應力和塑性變形作用會誘發(fā)馬氏體相變，這一過程可以用圖1的熱力學條件加以說明。圖中G為在溫度Ms的相變驅(qū)動力，而形變?yōu)橄嘧兯峁┑哪芰闄C械驅(qū)動力。途中陰影部分表示化學驅(qū)動力隨溫度的變化。當溫度在Ms點時，化學驅(qū)動力剛好等于G。圖中ab線代表化學驅(qū)動力疊加上去的一部分機械驅(qū)動力，設(shè)在溫度T

5、1，化學驅(qū)動力為mn，若在該溫度下，所提供的pm+mn剛好等于G，就能發(fā)生馬氏體相變。顯然溫度越高pm值越大，所需機械驅(qū)動力越大3。圖1形變誘發(fā)馬氏體相變熱力學條件示意圖形變誘發(fā)馬氏體相變的最高溫度為Md點，即在高于Md點不能誘發(fā)相變。過去把應力應變所形成的馬氏體統(tǒng)稱為形變誘發(fā)馬氏體，但是大多數(shù)研究者按馬氏體形成前母相奧氏體是否屈服分為應力誘發(fā)馬氏體和應變誘發(fā)馬氏體，見圖2馬氏體相變是位移式的，因此對應力和應變是敏感的。圖2中所示，如果溫度在Ms以上，由于驅(qū)動力不夠，不足以發(fā)生相變，但是在此溫度增加應力，就相當于給系統(tǒng)增加了驅(qū)動力，在此溫度下馬氏體就能形核。應力協(xié)助形核線開始于Ms點，然后隨溫

6、度線性升高。在Ms以上的溫度，這時隨應力增加，母相開始塑性變形，而且母相的流變強度隨著溫度的升高而降低。實驗表明，在Ms以上，應力到達奧氏體屈服強度時，就會開始形核，顯然應變誘發(fā)形核所需的應力小于應變協(xié)助形核所需的應力。到了Md溫度時，化學驅(qū)動力太小，即使應力很高也不會形核。圖2馬氏體轉(zhuǎn)變時臨界應力與溫度的關(guān)系1.3相變誘發(fā)塑性現(xiàn)象相變誘發(fā)塑性增長的現(xiàn)象稱為TRIP效應。相變誘發(fā)塑性包含兩部分：一部分是由于形狀變化而在馬氏體周圍引起的塑性應變或塑性協(xié)調(diào)；另一部分相變本身的切變造成的。這兩部分分別稱為“Greenwood-Johnson”效應和“Magee”效應。最早解釋TRIP效應的是Gree

7、nwood和Johnson，他們研究了試樣在恒定應力載荷下由冷卻/加熱而引起的相變過程，發(fā)現(xiàn)在外加載荷和相變產(chǎn)生的本征應力交界處產(chǎn)生了不可逆應變，稱為TRIP應變，在單向拉伸的狀態(tài)下：式中，是相變體積應變，y0是母相的屈服應力。2TRIP鋼中的合金元素及其成分設(shè)計的進展用zackay等對高合金均質(zhì)后穩(wěn)定奧氏體鋼中相變誘發(fā)塑性的最初觀察方法，新日鐵的研究人員發(fā)現(xiàn)在一種中碳含硅CMn鋼，經(jīng)臨界區(qū)退火并在貝氏體區(qū)等溫相變的過程中也出現(xiàn)奧氏體穩(wěn)定性現(xiàn)象。這一現(xiàn)象可用于連續(xù)退火的鋼板生產(chǎn)線。這一發(fā)現(xiàn)打開了開發(fā)新一代低合金高強度成形用TRIP鋼板產(chǎn)品的道路。這類鋼特別適用于汽車的苛刻需求，具備高強度(抗拉

8、強度500一1000MPa)，高成形性(延伸率20一40%)和高應變率變形時的高動態(tài)吸能特性。國內(nèi)的俞德鋼等提出了高強度低合金TRIP鋼的成分設(shè)計思路。低合金TRIP鋼屬于合金元素很低的鋼，例如在當前的800Pa級TRIP鋼中，合金元素包括殘余元素的總含量大約在3.5%左右。因此，在TRIP鋼合金成分設(shè)計過程中為了獲得所需的性能，合金元素種類的選擇和最小量的確定很關(guān)鍵。LinLi等特別針對高強度低合金TRIP鋼提出了組織和成分設(shè)計思路4。TRIP鋼中各化學元素的作用具體如下：在化學成分中碳含量是關(guān)鍵。碳在顯微組織各相中的分布是獲得TRIP鋼性能的基礎(chǔ)。碳應當最大限度地富集于殘余奧氏體中以使鋼的

9、Ms溫度降至室溫以下，從而得到最佳的機械性能。因為焊接性的考慮，如今TRIP鋼的典型含碳量與最初的TRIP鋼己經(jīng)截然不同，由0.4%降低至0.10一0.25%甚至更低。Mn含量為1.5%左右，這可使材料獲得好的淬透性。Mn元素是穩(wěn)定奧氏體的元素，可使?jié)B碳體的析出溫度降低。同時Mn元素降低了C在鐵素體和奧氏體中的活度系數(shù)，增加了C在鐵素體中的固溶量。Mn元素在滲碳體中可溶。但過量的Mn含量(約2.5%)會使得微觀組織中形成帶狀組織和過分穩(wěn)定的殘余奧氏體是不利的。合金元素Si使C在鐵素體和奧氏體中的活度系數(shù)大大增加，但使C在鐵素體中的固溶度降低，同時也使?jié)B碳體開始從鐵素體中析出的溫度提高。Si元素

10、阻止了貝氏體等溫階段滲碳體的形成。由于貝氏體轉(zhuǎn)變在近平衡的條件下發(fā)生，所以，Si元素不可能遠離滲碳體進行長程擴散，也就是說不能期望Si在貝氏體的相變過程中對碳化物的長大速率產(chǎn)生影響。所以Si的影響僅僅限于對滲碳體形核，相變驅(qū)動力以及對鐵素體，奧氏體，滲碳體中碳活度系數(shù)的影響。Si元素圍繞著滲碳體的晶核聚集，顯著的增加局部碳的活度，阻礙了碳向滲碳體晶核擴散，從工業(yè)生產(chǎn)角度考慮，Si會顯著減慢貝氏體轉(zhuǎn)變動力學，就意味著冷軋CMnSi型TRIP鋼只能在有長過時效段的生產(chǎn)線上生產(chǎn)。汽車行業(yè)對AHSS鍍鋅板的需求促使TRIP成分鋼不斷的演變，超越傳統(tǒng)的CMnSi系。因熱鍍鋅與電鍍鋅的鍍鋅層質(zhì)量相當，從經(jīng)

11、濟性考慮，要盡量使用熱鍍鋅板代替采用昂貴的電鍍鋅板。但由于高Si含量會使鋼板的表面形成氧化薄膜，在熱浸鍍鋅工藝中會形成阻礙層，從而使鋼板在液態(tài)鋅中的潤濕性降低。因此需要降低Si含量。然而硅能非常有效地防止貝氏體等溫階段滲碳體的形成，其有效阻止?jié)B碳體形成的最小含量為0.8%左右。所以至少含0.3%0.8%硅是有利的鋁理論上說可用l%Al替代TRIP鋼中的Si。所以CMnAl型TRIP鋼已經(jīng)引起關(guān)注。Si和Al都不固溶于滲碳體，兩者都顯著地阻止了滲碳體的形成。CMnAl型TRIP鋼中高的鋁含量使得殘余奧氏體中具有高的含碳量。Al降低鐵素體中C的活度系數(shù)，增加C在鐵素體中的固溶度，同時升高滲碳體開始

12、轉(zhuǎn)變溫度。更重要的是，Al加速貝氏體的形成。據(jù)研究，更高的貝氏體形核率使含鋁TRIP鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變動力學增加。這有利于實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)。因為用于汽車鋼板生產(chǎn)的許多連續(xù)鍍鋅生產(chǎn)線，是按IF鋼設(shè)計的，沒有很長的過時效段進行貝氏體等溫。然而Al合金化也有缺點，就是固溶強化效果差以及Ms點溫度顯著提高，使奧氏體Ms一Mf的范圍部分處于室溫以上，變得不穩(wěn)定。微合金Nb，Ti和V：近來TRIP鋼的發(fā)展主要集中在800MPa到1000MPa的鋼板。為了獲得強度更高(1000MPa)塑性又好的TRIP鋼，提出了微合金化的觀念。Nb，Ti和V單獨或復合添加，作為鋼中的微合金化合金元素，可以改善鋼的微觀組織，形成碳

13、或碳氮析出物。B.c.Decooman等研究了Nb微合金化TRIP鋼的組織和性能。TRIP鋼板因具有相對高的碳含量(TRIP鋼中碳含量約0.2%，HSLA鋼的碳含量<0.1%)，其碳氮化合物較難重新分解。所以，將低合金高強度鋼的合金化思路用于AHSS之前必須慎重考慮5。3TRIP鋼的微觀組織及其形成機制典型的TRIP鋼顯微組織如圖3所示，即鐵素體邊界分布著殘留奧氏體和貝氏體，殘留奧氏體的含量約為610。文獻指出：鐵素體一般作為基體，呈等軸晶狀分布；貝氏體旱條狀或粒狀分布于晶界處；殘留奧氏體主要分布于三個位置：(1)呈島狀分布于鐵素體晶粒內(nèi)或晶界處，(2)呈島狀分布于貝氏體鐵素體晶界處，(

14、3)呈膜狀或針狀分布于貝氏體鐵素體條問：其中島狀殘留奧氏體尺寸較大，而分布于貝氏體鐵素體條間的針狀或膜狀。典型的TRIP鋼組織如圖3所示。圖3典型TRIP鋼金相組織圖奧氏體的尺寸小于100m，縱橫比大于2.5。由于被貝氏體包圍，形成貝氏體時兩側(cè)的貝氏體同時向殘留奧氏體排碳，使碳高度富集，使Ms點下降，因此穩(wěn)定性大大提高，而且由于周圍的貝氏體產(chǎn)生水靜壓力，即使在很大的應變下也不發(fā)生馬氏體相變。極少量的馬氏體主要是在淬火冷卻到室溫的過程中由穩(wěn)定性相對較差的奧氏體轉(zhuǎn)變而來，一般都呈島狀分布。4TRIP鋼板生產(chǎn)工藝和現(xiàn)狀生產(chǎn)TRIP鋼板典型的工藝路線有熱軋和冷軋熱處理兩種6 7 8。4.1熱軋TRIP

15、鋼生產(chǎn)熱軋TRIP鋼的生產(chǎn)原理如圖4示：鋼板在單相區(qū)終軋后快速冷卻到Ar3Ar1溫度等溫，形成一定體積分數(shù)的多邊形鐵素體+奧氏體。保持時間和緩冷的溫度以不形成珠光體為準，因為珠光體的形成將消耗大量的碳，從而減弱了碳在未轉(zhuǎn)變奧氏體中的富集。然后再快速冷卻到卷取溫度，完成奧氏體到貝氏體的轉(zhuǎn)變。卷取溫度控制在450以下以抑制珠光體的形成，從卷取溫度自然冷卻到室溫。熱軋工藝生產(chǎn)流程較短，能源消耗成本低，但是工藝難以控制。圖4熱軋TRIP鋼的生產(chǎn)原理4.2冷軋TRIP鋼生產(chǎn)冷軋TRIP鋼的生產(chǎn)一般是鋼板在冷軋后經(jīng)過熱處理方法得到多相的TRIP組織。其熱處理工藝路線主要概括為兩相區(qū)退火+貝氏體區(qū)保溫，冷軋

16、鋼板在奧氏體和鐵素體兩相區(qū)保溫一段時間，使C和其他合金元素能充分擴散，為取得較好的TRIP效應優(yōu)化鐵素體量，以便獲得盡可能穩(wěn)定的殘留奧氏體，一般選擇在奧氏體和鐵素體含量相等的溫度進行保溫。然后鋼板經(jīng)過快速冷卻至貝氏體區(qū)以避免生成珠光體，并保溫一段時間。在貝氏體區(qū)等溫的目的主要是通過在貝氏體形成過程中，碳進一步向殘余奧氏體中富集，使殘留奧氏體的穩(wěn)定性大大提高，并在隨后的冷卻過程中保留下來。貝氏體區(qū)等溫后冷卻至室溫，可以得到鐵素體+貝氏體+殘余奧氏體的典型TRIP鋼組織。需要注意的是在貝氏體相變發(fā)生的時候，伴隨著碳從貝氏體到周圍殘余奧氏體的再分配所有的這些貝氏體特性的變化將影響殘余奧氏體和最終機械

17、性能。因此必須選擇合適的等溫溫度和等溫時間，以得到合適的殘留奧氏體量及足夠的穩(wěn)定性。與熱軋TRIP鋼相比較，冷軋TRIP鋼熱處理工藝易于控制，得到的TRIP鋼力學性能和表面質(zhì)量較好。4.4TRIP鋼生產(chǎn)現(xiàn)狀近20年來，德國、韓國、日本、比利時等國家許多企業(yè)對TRIP鋼進行了深入研制并取得了很多成果。德國蒂森克虜伯鋼鐵公司研究出600MPa、800MPa級別熱鍍鋅TRIP鋼并已經(jīng)商業(yè)化生產(chǎn)；韓國浦項已經(jīng)研制出強800MPa1200MPa級別的冷軋TRIP鋼，600MPa、800MPa級別熱軋TRIP鋼也正在工業(yè)試制；比利時CockerillSambre公司的K.Eberle改變傳統(tǒng)的熱處理工藝，

18、在熱軋和冷軋之間增加一道罩式爐退火工序以促進Mn在鐵素體基體的擴散和在滲碳體中的富集，并在隨后的連續(xù)退火工序中，Mn富集的滲碳體轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的殘余奧氏體，成功開發(fā)無硅和鋁的TRIP鋼。日本新日鐵公司也開發(fā)出了600MPa800MPa級的TRIP鋼板以及1000MPa級的超高強度鋼板。目前國外TRIP鋼的供貨級別覆蓋了600MPa1200MPa范圍內(nèi)的4個級別，其中600MPa、800MPa級別還能進行熱鍍鋅工藝生產(chǎn)，成分體系也逐漸由高碳高硅逐漸發(fā)展到具有良好焊接性和表面質(zhì)量的低碳低硅系列。國內(nèi)寶鋼9、鞍鋼、武鋼、首鋼等鋼鐵企業(yè)對TRIP鋼的生產(chǎn)進行了深入研究，并取得了很大進步。至2009年，寶鋼

19、已經(jīng)研發(fā)成功590MPa和780MPa級別的冷軋TRIP鋼和熱鍍鋅TRIP鋼，并開始著手980MPa冷軋TRIP鋼的開發(fā)。鞍鋼目前已研制開發(fā)出590MPa和780MPa級別的冷軋TRIP鋼，其中590MPa還進行了熱鍍鋅的工業(yè)試制。5TRIP鋼的性能特點TRIP鋼主要作為高強度、高斷后伸長率的新型汽車用鋼，其優(yōu)越的性能主要源于鋼中多相組織的合理配比以及相變誘發(fā)塑性原理。高強度源于馬氏體、貝氏體和合金元素固溶強化的共同貢獻，高塑性依賴于殘留奧氏體、貝氏體和鐵素體三相組織的優(yōu)勢互補。具體歸納如下：(1) 強度高，延性大，即其強塑積(TS×EL)較高；TRIP鋼的強塑積一般均大于20000

20、，而一般鋼種的強塑積約為15000，因此TRIP鋼可用作形狀較復雜的零件。(2) TRIP鋼的加工硬化指數(shù)較高，均在0.2以上，而析出強化系列鋼則在0.2以下。(3) 平面各向異性較低，在深沖時制耳很小。(4) 成型后表現(xiàn)出很強的烘烤硬化特性。(5) TRIP鋼的屈強比略高于雙相鋼約為0.60.8，加工容易；而析出強化鋼板的屈強比約為0.80.9。(6) 具有高的成形極限高度和拉脹性能，特別適合于脹形的零件。(7) 沖撞時吸收能量較高，提高了安全性。(8) TRIP鋼因加工硬化指數(shù)高，在循環(huán)應力作用下，會發(fā)生循環(huán)硬化，故其疲勞強度高。6影響TRIP鋼性能的因素6.1顯微組織對TRIP鋼性能的影

21、響眾所周知，鋼中顯微組織的合理配比，各種相組織的形態(tài)、分布及晶粒大小決定了材料的性能，而熱處理工藝最終也是通過改變材料的組織來獲得所要求的性能。因此研究各相組織及其作用機制，使用不同手段獲得不同的組織對改善TRIP鋼的性能具有重要作用。Bleck等研究了雙相鋼和TRIP鋼中顯微組織和拉伸性能之間的關(guān)系，認為材料的性能取決于鋼中各相的體積百分數(shù)、各相的晶粒尺寸，硬質(zhì)相和軟質(zhì)相的硬化率，局部的化學成分起伏以及亞穩(wěn)相的機械穩(wěn)定性10 11。6.1.1鐵索體對TRIP鋼性能的影響TRIP鋼中的鐵素體是其顯微組織中硬度最低、塑性較好的相，其含量主要通過兩相區(qū)等溫轉(zhuǎn)變以及隨后的冷卻來控制，鐵素體晶粒大小主

22、要受母相奧氏體晶粒尺寸及形變熱處理工藝的影響。TRIP鋼中鐵素體的含量一般占50%以上，作為基體組織，在應變誘發(fā)相變過程中，鐵素體易吸收殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體引起的體積膨脹，對TRIP效應具有輔助作用。PJacques等認為TRIP鋼的高強度主要取決于TRIP效應，尤其是變形過程中，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，使鐵素體基體中的位錯密度大大增加，鐵素體基體產(chǎn)生位錯強化。同時，變形的鐵素體區(qū)包圍著殘留奧氏體，產(chǎn)生水靜壓力，使殘留奧氏體穩(wěn)定性增加，在隨后的變形過程中發(fā)生漸進式相變，TRIP鋼的強度和塑性均得到提高。Zarei等研究了SiMn型TRIP鋼中的鐵素體形成特性，探討了母相奧氏體晶粒尺寸、鐵素

23、體含鏈、鐵素體晶粒尺寸以及鐵素體形貌對殘留奧氏體含量及穩(wěn)定性的影響，認為原始奧氏體晶粒尺寸對兩相區(qū)形成的鐵素體形貌有影響，母相奧氏體尺寸從230m減小到40m時，將出現(xiàn)針狀鐵素體；而鐵素體量的變化直接影響最終殘留奧氏體含量及殘留奧氏體中的碳和合金元素含量。隨鐵素體量的增加，殘留奧氏體量出現(xiàn)一個最大值，隨后下降，故為取得較好的TRIP效應，應優(yōu)化鐵素體量，以便獲得最大量的穩(wěn)定的殘留奧氏體兩相區(qū)變形不僅能使鐵素體晶粒細化，而且使殘留奧氏體量增加。鐵素體晶粒細化增加了鐵素體與奧氏體的界面面積，使組織中位錯密度提高(更細的亞晶)，促進Mn的擴散，導致合金元素的快速分配。兩相區(qū)的連續(xù)冷卻，生成由多邊形和

24、針狀鐵素體組成的混合組織，可進一步分割母相奧氏體晶粒，使殘留奧氏體晶粒更細小，穩(wěn)定性提高，從而改善鋼的強度和塑性。如果鐵素體量過多，會在隨后的冷卻過程中形成珠光體，降低殘留奧氏體中的碳、錳含量和殘留奧氏體的穩(wěn)定性，影響力學性能。 6.1.2貝氏體對TRIP鋼性能的影響TRIP鋼中的貝氏體不同于一般的上貝氏體和下貝氏體，是無碳化物貝氏體，也可以稱作貝氏體鐵素體，Aaronson認為，無碳化物貝氏體的實質(zhì)是呈魏氏組織形態(tài)的片狀或板條狀的先共析鐵素體。Bhadeshia等都對無碳化物貝氏體進行了研究，盡管對其定義和命名存在較大分歧，但至少存在如下共識：無碳化物貝氏體內(nèi)部無碳化物析出；無碳化物貝氏體形

25、態(tài)與常見貝氏體相同，呈板條狀，有時也呈粒狀，有表面浮凸效應。在低合金高強度TRIP鋼中，鐵素體主要是影響鋼的塑性，而無碳化物貝氏體主要是提高鋼的強度。普通鋼鐵材料的馬氏體、貝氏體中的碳化物對韌性有不利影響，其原因在于碳化物的存在將促進裂紋的形成與發(fā)展，甚至碳化物是孔洞的形核處，影響了鋼的韌性。特別是在較高溫度下得到的上貝氏體組織，碳化物這種有害作用更加明顯。但在TRIP鋼中，貝氏體鐵素體條片間或條片內(nèi)的殘留奧氏體取代了滲碳體，消除了滲碳體的有害作用。這些殘留奧氏體薄膜不僅具有很高的熱穩(wěn)定性和機械穩(wěn)定性，而且細化了材料的有效晶粒尺寸。在拉伸應力和裂紋尖端應力場的作用下，可以承受較大的變形而不發(fā)生

26、馬氏體轉(zhuǎn)變和斷裂，且可能發(fā)生薄膜狀殘留奧氏體的TRIP效應，馬氏體相變消耗部分裂紋擴展功，將使裂紋尖端發(fā)生鈍化，裂紋擴展方向發(fā)生拐折，使裂紋的萌生和擴展必須消耗更高的能量，從而使材料具有良好的強度與塑性配合。6.1.3形變速率對TRIP鋼性能的影響高應變速率是先進高強度鋼的重要特性之一。上世紀90年代TRIP鋼已成功用于汽車零部件，特別是由于此類鋼變形過程中具有良好的能量吸收特性而被用于防撞結(jié)構(gòu)件。一般交通事故中汽車結(jié)構(gòu)件的變形速率在l03s-1左右，故研究高應變速率下TRIP鋼的力學性能對于擴展TRIP鋼的應用有著重要的意義。江利等研究了TRIP鋼低應變速率下的拉伸性能，結(jié)果表明，低應變速率拉伸條件下，0.63C-1.75Si-1.68Mn型TRIP鋼的斷后伸長率明顯提高，由正常拉伸速率下的14%15%提高到22%左右，屈服強度由1015MPa提高到1198MPa，極限強度由1448MPa提高到1546MPa，盡管試樣中殘留奧氏體量減少，但TRIP效應仍然顯著。Yan等研究了高應變速率下TRIP590等幾種高強鋼的性能，結(jié)果表明，低于0.1s-1的應變速率條件下，斷后伸長率隨應變速率的提高而下降，待應變速率達到100s-1時斷后伸長率又提高，而后再次下降。目前國內(nèi)研究應變速率對TRIP鋼性能的影響較少，尤其是國內(nèi)限于高速撞擊試驗設(shè)