預拉伸對TRIP鋼微觀組織及成形性能的影響

中圖分類號：TG142.1 文獻標識碼：A DOI：10.7535/hbkd.2025yx04009

Influence of pre-stretching on microstructure and formability of TRIP steel

LIU Po1，WANG Runzheng ^2，3 ，LI Wang2，4，CHEN Longmao1，MA Haikun ^2，4

LI Qing5，6，HAN Pengbiao2，3

（1.Guangxi Key Laboratoryof Special Engineering Equipment and Control，Guilin Universityof Aerospace Technology， Guilin，Guangxi 541004，China;

2.Scholof Materials ScienceandEnginering，Hebei UniversityofScienceand Technology，Shijiazuang，Hebei O5oo18，China; 3.Hebei Key Laboratory of Material Near-Net Forming Technology，Shijizhuang，Hebei O5oo18，China;

4．Hebei Short Process Steelmaking Technology Innovation Center，Shijiazhuang，Hebei O5o018，China; 5.Hebei Aerospace Superally Industry Technology Research Institute，Xingtai，Hebei O5480o，China; 6.Zhong Hang Shang Da Superalloys Company Limited，Xingtai，Hebei O548oo，China）

Abstract：To study theefectof pre-deformation onmartensitictransformationand microstructuralevolution in transformationinduced plasticity（TRIP）stels，andtoivestigate theformingablityofTRIPsteels，theTRIP590stelplate was selected as the testingmaterial，and pre-stretching in the range of 0～0.12 was applied on two sizes of specimens（standard specimenand wide specimen）.Tensile testing and microstructure observation wereconductedonthe pre-stretched specimens. The efectof pre-stretching on the anisotropy and bulging propertiesof wide specimens wasanalyzed.The results show that pre-stretchingcausesacertaindegreeofmartensitictransformationinTRIPsteel，andalargerprestretching producesmore dislocations，bringing inincreaseinmaterialstrengthanddecreaseinplasticity；Thehighestproductof strengthandelongation is obtained at pre-stretchofO.O2；Thelargerpre-stretchalsohasanefectonmaterialanisotropy，and elongationof the 90^° oriented specimenisaliter higher;the peak loadandcuppingvalue gradualldecrease with increaseof pre-stretch.Moderate pre-stretching canimprove theoverallperformanceof the TRIPsteel，whileexcesivepre-stretchingreducesitsformability， which provides reference for structure design and formability of TRIP.

Keywords：ferous metalsadtheirallys；martensitephasetransformation；TRIPstel；microstructure；prestretching；cupbulging

目前，汽車工業發展迅速，汽車的安全問題愈發重要，這就對汽車用鋼的強度和塑性提出了更高的要求，先進汽車用鋼的開發展現出巨大的發展潛力和需求[1-2]。目前汽車用鋼已經發展到第3代，相變誘發（trans-formation induced plasticity，TRIP）鋼作為典型的汽車用鋼有很大的發展前景[3-4]。TRIP 鋼通過誘導馬氏體相變提高鋼板的強度和塑性，是一種綜合力學性能較好的高強度鋼板[2-5]。

TRIP 鋼具有較好的綜合力學性能，但不同程度的變形會對最終成形構件的性能產生復雜影響，使其使用性能和服役壽命下降。胡漢江等[指出預應變將顯著降低TRIP鋼的加工硬化能力，較大的預應變量會使穩定性較差的殘余奧氏體發生轉變，而較為穩定的殘余奧氏體較難發生轉變。郝碩等[研究發現，預應變試樣的抗拉強度和總延伸率均得到了一定程度的提高，且預應變能夠促進馬氏體發生相變，同時又不會改變α^′ 馬氏體的形核長大機制，證明其是一種提高綜合性能的有效方法。有研究表明碳和錳的富集會提高奧氏體的穩定性，確保奧氏體向馬氏體的轉變[8]。LI等[9]研究了大范圍預應變（預應變達到0.2）對奧氏體不銹鋼接頭微觀組織的影響。宋博等[10]在對鈦合金的研究中提到，當預變形量較大時（如 12% 和 20% ），鈦合金經預變形后再進行時效處理可以獲得細化的 α 相和更好的強化效果。

預拉伸變形導致大部分奧氏體轉變為馬氏體，預應變使奧氏體組分降低、馬氏體含量增加，因此材料的屈服強度和抗拉強度增大，而總延伸率降低[11-12]。LEE等[13]通過中錳TRIP 鋼 （6% ，質量分數）預應變實驗發現，殘余奧氏體向馬氏體的轉變提高了加工淬透性。LI等[11]指出冷軋中錳TRIP 鋼在 650^°C 下臨界間硬化處理可以使樣品表現出最佳的力學性能，歸因于 600～650° 區間下退火得到奧氏體含量較多。目前，預應變對 TRIP鋼各向異性及成形性能的影響機制仍不明晰，有必要進一步研究預應變TRIP 鋼各向異性及成形性能的變化規律。

本文以TRIP590鋼為研究對象，采取較大范圍下的預拉伸加載應變，探究預拉伸對 TRIP鋼力學性能和組織形貌的影響規律，并分析預拉伸對 TRIP鋼板杯突性能的影響規律，以期為TRIP 鋼組織設計和成形工藝提供一定參考依據。

1試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料選用 1mm 厚的TRIP590鋼板，具體化學成分如表1所示。

1.2 拉伸試驗

利用線切割機從母材切取拉伸試樣，試樣拉伸方向與軋制方向一致。拉伸試樣分為2種形狀，如圖1所示。其中，標準試樣用于單軸拉伸試驗，寬試樣用于杯突試驗和各向異性測試。采用WDW-100M電子萬能試驗機對標準試樣進行預應變加載，加載速度為 0.000 25s^-1 ，引伸計標距 50mm 。設定預應變值分別為0、0.02、0.04、0.06、O.08和0.12，預應變試樣分別用pre-2、pre-4、pre-6、pre-8和pre-12進行表示。每種預應變值下的預加載試驗重復3次。再次對預應變試樣進行拉伸試驗直至斷裂，拉伸速度為 3mm/min ，仍采用標距 50mm 的引伸計進行測定。

因為寬試樣夾持端寬度較大，故拉伸試驗在Zwick/RoellZ150拉伸試驗機進行，拉伸速度為 3mm/ min ，同樣采用引伸計精確控制預應變量的加載。從預應變試樣切取小尺寸試樣用于拉伸試驗，切割方向與拉伸方向分別呈 0^°，45^° 和 90^° ，拉伸試樣如圖1c）和圖1d）所示。小尺寸試樣拉伸試驗在UTM5105電子萬能試驗機上進行，拉伸速度為 0.8mm/min ，引伸計標距為 10mm ，初始應變速率為 0.001s^-1 。

1.3 組織觀察

從預拉伸標準試樣切取樣品用于組織觀察，沿其縱向厚度面分別進行磨制、拋光和腐蝕處理，腐蝕液為4% （體積分數）的硝酸酒精溶液。利用 TESCAN VEGA3 掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）進行組織觀察。對樣品依次進行機械減薄、離子減薄處理，用FEI TecnaiG2 F2O 透射電子顯微鏡（transmissionelectronmicroscope，TEM）進行微觀組織觀察，加速電壓為 200kV 。

1.4 杯突試驗

直接使用預應變寬試樣進行杯突試驗，設備為GBS-6OB杯突實驗機，沖頭速度為 5mm/min ，壓邊力為50kN ，試驗時采用凡士林進行潤滑。

2 結果與討論

2.1 預變形對TRIP鋼微觀組織的影響

圖2為不同預應變試樣的 SEM圖像。由圖2a）可以看到，母材組織由等軸鐵素體、奧氏體與貝氏體組成。奧氏體相為冷卻過程中未完全轉變為馬氏體的殘余奧氏體，多呈現為細小的顆粒狀，與貝氏體一同分布在塊狀鐵素體周圍。圖2b）和圖2c）分別為經過0.02和0.08預應變的試樣微觀組織，其與母材并無較大區別，圖2d）為母材拉伸后試樣組織，可以看到鐵素體晶粒發生較大程度伸長，呈現纖維特征，大部分晶粒取向逐漸沿著拉伸方向發生偏轉，奧氏體、貝氏體以及相變馬氏體也逐漸沿著伸長方向分布，最終與拉伸方向一致。

圖3為上述不同變形條件下TEM組織圖像。從圖3a）看到，母材具有少量不充分退火造成的殘留位錯，主要存在于鐵素體晶粒內。由圖3b）可以看到明顯的馬氏體相，這意味著在很小的預應變程度（0.02）下也會發生馬氏體轉變，從而產生TRIP效應，不過這種轉變程度相對較低。圖3c）和圖3d）的結果表明，在較高預應

變下馬氏體轉變程度較大，與位錯滑移一起參與伸長變形。此外，較大的預變形還導致了李晶的產生，從圖3c）中可以看到已有孿晶馬氏體產生，這意味著試樣發生了很大程度的奧氏體轉變。通過母材拉伸試樣組織（見圖3d））看到，位錯密度已經很高，有條狀李晶馬氏體生成，相較于母材和預應變試樣馬氏體組織更加明顯，含量更多。圖4為原始母材、pre-2、pre-8及拉伸試樣的XRD圖譜，根據XRD圖譜計算可得4種試樣奧氏體含量分別為 6.2%.5.5%.2.5% 和 0.8% ，證明較大的塑性變形或預變形均發生了較大程度的馬氏體相變。

2.2預應變對材料拉伸性能的影響

2.2.1 預應變對TRIP鋼拉伸行為影響

預應變試樣的工程應力-應變曲線如圖5所示。可以明顯看到，隨著預應變增加，試樣屈服強度和抗拉強度均逐漸升高。當預應變量達到0.12時，屈服強度和抗拉強度分別由母材的 409MPa 和 674MPa 增加到 760MPa 和 770MPa ，可見預應變能夠顯著提高材料的屈服強度和抗拉強度。不過，隨著預應變增加，TRIP 鋼屈強比逐漸趨近于1，這與其他研究結果一致[5-11-13]。圖6中的柱狀圖反映了不同預應變量下試樣屈服強度和抗拉強度變化，折線則反映了相對于母材的強度增量變化趨勢。隨著預應變量增加，屈服強度增加程度大于抗拉強度，前者增長速度逐漸減緩，而抗拉強度的增長速度基本保持不變。已有的研究表明，TRIP效應來源于形變誘導的殘余奧氏體向馬氏體轉變，而不同預應變使材料發生不同程度的馬氏體轉變[6-7，-10]。這種轉變會導致加工硬化，延遲頸縮的發生，從而增加材料的總延伸率，TRIP 效應取決于殘余奧氏體的數量和穩定性[114]。相變馬氏體使材料的屈服強度增大，預應變量越大，由奧氏體相變形成的馬氏體組分越多，材料的屈服強度增大幅度大于其他非 TRIP 鋼[9]。此外，預應變試樣鐵素體內位錯密度明顯增大，大量產生的位錯會增加抗拉強度[11]。預應變引起的馬氏體轉變和鐵素體中位錯密度增加共同促進了TRIP鋼試樣屈服強度和抗拉強度的提升。

圖7為試樣斷后延伸率隨預應變量變化曲線。由圖可知，隨預應變量的增加，TRIP鋼延伸率呈現先增加后減小的趨勢。預應變為0.02時，延伸率達到最大值。當預應變量超過0.06時，材料的延伸率開始小于母材。本文將每種預應變試樣所經歷的累計延伸率定義為總延伸率，為預應變和該預應變試樣斷后延伸率之和。可知，預應變試樣總延伸率相對母材均有所增加。在0.02時得到最高的總延伸率，之后隨預應變量逐漸下降。當預應變量較小時 （0. 02～0. 04） ，TRIP鋼殘余奧氏體已經開始向馬氏體轉變，使材料表現出輕微的TRIP效應，該效應在增加材料塑性上占主導地位，導致材料的延伸率略有增大。另外，位錯滑移可以有效提高材料的塑性[15]，因此較小預應變下的位錯滑移也是材料延伸率增加的因素之一。當預應變較大 （0，06～0.12）時，產生了細小的奧氏體晶粒，奧氏體穩定性得到增強，從而阻礙奧氏體向馬氏體的轉變[16]。同時，較大的預應變還會造成鐵素體和相變馬氏體的變形，這些都會阻礙奧氏體向馬氏體的轉變，使轉化奧氏體的比例減少，從而削弱TRIP效應。相變產生的馬氏體有更高的脆性，塑性成形能力變差，嚴重影響到材料延伸率。此外，較大的預應變會產生位錯屏障，這會抑制后續的位錯運動，同樣導致預應變試樣延伸率下降。綜上所述，大預應變下材料延伸率的下降是因為TRIP效應被抑制、馬氏體含量增多以及位錯屏障限制作用。正是因為較大的預應變對材料延伸率的削弱作用更明顯，因此其總延伸率與母材較為接近，預應變進一步增大，則可能會導致總延伸率低于母材。

圖8反映了不同預應變試樣強塑積變化規律。可以看出，強塑積在預應變量為0.02時達到最大值，隨后逐漸降低。預應變量0.02是一個轉折點，pre-4和pre-6試樣強塑積雖然呈下降趨勢，但仍舊高于母材。預應變量大于0.08后，試樣強塑積已低于母材。分析認為，pre-2試樣同時實現了抗拉強度和斷后延伸率的提高，因此能夠得到最高的強塑積，意味著其具有較高的碰撞吸能性，在受到沖擊時能夠吸收更多的能量。

2.2.2 預應變對TRIP鋼各向異性影響

圖9為母材和預應變試樣各取向的工程應力-應變曲線。可以看到，母材各取向拉伸性能差別很小。經過預應變加載后，試樣沿取向的拉伸性能差異變大。總體上，預應變試樣沿 90^° 取向的斷后延伸率略高于 0^° 和 45^° 。相同預應變下， 90^° 取向試樣屈服過渡段相對于其他2種取向更長，這說明在變形早期階段出現了瞬態硬化行為。有研究表明，隨預應變增加，不同取向試樣位錯密度和李晶馬氏體含量均逐漸增加[17-18]，導致相同預應變下不同角度的試樣強度均有所增加。但是，預應變試樣各取向較大的性能差異和位錯滑移與增殖并無較大關聯。本文中TRIP鋼奧氏體含量較少，因此不同預應變變形時主要形成了鐵素體織構，表現為鐵素體晶粒由初始的立方織構逐步向{001}lt;110gt;旋轉立方織構轉變[19-21]。平行于軋向的lt;110〉晶粒逐漸增多， {111}?112? 取向密度逐漸減弱，使得總的 γ 織構逐漸減弱[22-23]，因此 0^° 取向試樣伸長變形能力降低。一般來說，TRIP鋼試樣沿其拉伸方向發生馬氏體轉變程度要高于其他2個角度的試樣。在進行二次拉伸變形時，沿拉伸方向產生的TRIP效應和較多的馬氏體會進一步抑制 0^° 取向變形能力，因此相同預應變下的90^° 取向試樣的延伸率高于其他2個角度。

通過對圖7和圖9的對比分析可知，標準試樣與寬試樣在經過0.02和0.04預拉伸變形后，其延伸率表現存在差異。相比于母材和標準試樣拉伸測試結果，pre-2和pre-4寬試樣的延伸率均呈現出逐漸下降的趨勢。這是因為，寬試樣的平行段長度與寬度較為接近，拉伸過程中不再呈現單軸拉伸狀態，而是近似處于平面應變狀態。試樣沿寬度方向上的變形程度較大，復雜的變形情況使得位錯運動和TRIP效應均受到顯著影響。因此，隨著預應變增加，TRIP鋼寬試樣塑性逐漸下降，而屈服強度逐漸增加。

2.3預應變對材料成形性能的影響

圖10為預應變寬試樣經杯突脹形后的樣品。表2為預應變寬試樣的杯突實驗數據。圖11為基于表2統計數據繪制的峰值載荷和杯突值隨預應變量變化曲線圖。

高強鋼板材的成形性能可在一定程度上采用杯突值表征，即杯突值越高，板材的成形性能越優異。從表2和圖11可以看到，隨預應變量增加，平均峰值載荷不斷減小，說明預應變導致TRIP鋼承受載荷能力下降。杯突值隨預應變的增大而逐漸減小。pre-2試樣杯突值和峰值載荷降低幅度較小，是因為在較小的單軸伸長變形下馬氏體轉變低于平面應變和雙向拉伸狀態[24-25]，對杯突脹形影響較小。

預拉伸應變大于0.04時，試樣組織內部沿拉伸方向分布著較為明顯的拉長晶粒。此外，杯突脹形過程中，與凸模緊密接觸的板料頂部處于雙向拉伸狀態，而過渡區近似處于單軸拉伸狀態[26]。變形初期，沖頭與板料的接觸集中于頂部，變形也集中于接觸區。而變形過程中，大部分鐵素體沿其拉伸方向發生變形，僅有少量奧氏體和相變馬氏體參與伸長變形。杯突變形到一定程度后，頂部區域發生應變硬化，材料難以發生進一步變形。根據圖9可知， 0^° 取向的預應變試樣加工硬化程度高于 90^° 取向試樣。因此變形主要沿著寬試樣90^° 方向過渡區轉移，迫使過渡區發生變形。當變形達到一定程度時，伸長過程中因馬氏體與鐵素體不協調變形使得相界面產生一定的內應力集中，最終導致破裂，所以裂紋往往垂直于 90^° 方向。

3結語

1）隨著預應變增加，馬氏體轉變程度上升，得到的多為孿晶馬氏體，位錯密度也逐漸增加，晶粒沿拉伸方向伸長和排布的現象趨于明顯。2）隨著預應變增加，TRIP效應逐漸減弱，TRIP 鋼屈服強度和抗拉強度均逐漸增加，斷后延伸率及強塑積均呈現先增加后減小的變化趨勢。預應變為0.02時，二者均達到最大值。3）試樣平行段尺寸對TRIP鋼塑性有較大影響。當平行段長寬較為接近時，延伸率隨預應變增加逐漸下降，各向異性差異逐漸增大。預應變相同時， 90^° 取向試樣延伸率總體上高于其他取向試樣。平行段長度遠大于寬度時，延伸率隨預應變增加呈現先增大后減小的趨勢。4）隨著預應變不斷增大，TRIP590板材承受沖壓載荷的能力不斷下降，杯突值逐漸減小，斷裂出現在過渡區，裂紋多與寬試樣 90^° 取向垂直。5）相同預應變下，不同奧氏體含量的TRIP鋼發生馬氏體相變的程度不同，未來可進一步分析多種奧氏體含量的TRIP鋼在預加載條件下的組織性能演變規律。本文僅采用了單一的預拉伸加載，后續可進一步研究預壓縮和預扭轉等加載方式對 TRIP 鋼組織性能的影響，深入分析變形織構演變機理。

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