吳 聰，景財(cái)年，林 濤，葉道珉，雷啟騰

(山東建筑大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，濟(jì)南 250101)

隨著能源管理及環(huán)境保護(hù)的呼聲日益高漲，安全、節(jié)能和環(huán)保已成為汽車制造行業(yè)的發(fā)展潮流。在所有降低油耗、減少排放的實(shí)際措施中，減輕車身質(zhì)量成效最為顯著。據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)顯示，一般乘用車的自身質(zhì)量若減少10%，則油耗可降低6%～8%[1]，為了提高汽車安全性和實(shí)現(xiàn)汽車輕量化制造[2]，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(advanced high strength steel, AHSS)一直是材料研發(fā)工作的重點(diǎn)[3-5]。

近年來，應(yīng)用在輕型汽車中的第三代高強(qiáng)度鋼的開發(fā)越來越得到重視，例如淬火-配分(quenching and partitioning, Q&P)鋼，中錳鋼和無碳化物貝氏體(carbide-free bainite,CFB)鋼。第三代AHSS優(yōu)異的強(qiáng)度-延展性主要來自殘余奧氏體的馬氏體相變，即相變誘導(dǎo)塑性(transformation induced plasticity,TRIP)效應(yīng)[6]。自2003年Q&P工藝被Speer等[7]提出以來，就廣泛應(yīng)用于改善高強(qiáng)鋼的性能，降低高強(qiáng)鋼所需的合金元素，通過元素配分獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。但是，超高強(qiáng)度鋼室溫變形能力較差使得其成形工藝要求苛刻。一些學(xué)者將熱沖壓(hot stamping,HS)成形[8]技術(shù)應(yīng)用于超高強(qiáng)度鋼板的成形過程中，能夠有效地解決汽車車身制造過程中傳統(tǒng)的冷沖壓存在的問題。迄今為止，熱沖壓鋼已經(jīng)得到廣泛的研究。因此，本工作采用的工藝是基于Q&P工藝的核心思想結(jié)合熱沖壓成形工藝所研發(fā)的HS-Q&P工藝，既解決了高強(qiáng)度鋼成形難的問題又獲得了Q&P鋼優(yōu)異的力學(xué)性能。

考慮到第三代AHSS主要用于汽車防撞和受力集中的部件，這些部件在車輛碰撞過程中會(huì)承受較高的應(yīng)變率而發(fā)生變形(102～103s-1)[9-10]。Tang等[11]研究了Fe-15Mn-3Al-0.23C TRIP/TWIP鋼的動(dòng)力學(xué)行為，他們指出，應(yīng)變速率對(duì)TRIP效應(yīng)沒有顯著影響，變形孿生是在應(yīng)變速率從7 s-1增加到700 s-1的主要變形機(jī)制。劉元瑞等[12]進(jìn)行霍普金森壓桿對(duì)孿生誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity,TWIP)鋼沖擊性能和顯微組織的研究，結(jié)果表明TWIP鋼具有正的應(yīng)變速率敏感性且加工硬化速率不受應(yīng)變率的影響，沖擊過程中逐漸生成〈001〉絲織構(gòu)，使材料獲得取向強(qiáng)化，同時(shí)變形過程中的絕熱升溫也會(huì)使位錯(cuò)發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。Zou等[13]研究了Q&P980鋼在175 s-1應(yīng)變速率下的動(dòng)態(tài)拉伸性能，研究發(fā)現(xiàn)，在較高的應(yīng)變速率下可獲得大量的新鮮馬氏體，并且TRIP效應(yīng)是導(dǎo)致應(yīng)變速率增強(qiáng)加工硬化的主要原因。Dougherty等[14]研究了峰值沖擊力對(duì)1018 MPa鋼組織和剪切行為的影響，研究表明在13 GPa壓力下發(fā)生壓力誘導(dǎo)相變，在沖擊試樣中可觀察到孿晶和微帶，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都隨著峰值沖擊力的增加而增大。

然而，大多數(shù)高應(yīng)變的研究集中在拉伸載荷條件下中高錳鋼和壓縮載荷下TRIP,TWIP鋼力學(xué)行為與組織變化中。關(guān)于HS-Q&P低碳硅錳鋼的動(dòng)態(tài)壓縮過程研究相對(duì)較少，特別是在高應(yīng)變速率條件下?？紤]到應(yīng)變率對(duì)熱處理后的低碳硅錳鋼變形行為和力學(xué)性能影響的復(fù)雜性，目前尚不清楚殘余奧氏體在鋼動(dòng)態(tài)變形過程中的變形機(jī)理。因此，為了提升汽車在沖擊過程中的安全性，有必要了解鋼中殘余奧氏體在高速變形條件下的變形機(jī)理和組織演變?；诖耍竟ぷ饕訦S-Q&P工藝處理的實(shí)驗(yàn)鋼為基礎(chǔ)，使用霍普金森壓桿測(cè)試HS-Q&P鋼在快速壓縮過程中的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，并通過XRD,SEM,EBSD等分析表征手段探究HS-Q&P鋼在快速壓縮過程中的組織演變趨勢(shì)與力學(xué)性能的關(guān)系。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)選用1.2 mm厚的冷軋低碳硅錳鋼，表1為實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical components of experimental steel (mass fraction/%)

采用DLA805A型熱膨脹儀對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼相轉(zhuǎn)變參數(shù)進(jìn)行測(cè)定。試樣以10 ℃/s的速率加熱至900 ℃，保溫5 min，以50 ℃/s速率淬火至室溫，獲得實(shí)驗(yàn)鋼奧氏體轉(zhuǎn)變終了溫度(Ac3)、奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ac1)、馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)分別為840,730，330 ℃。

圖1為HS-Q&P熱處理工藝示意圖，具體熱處理參數(shù)：將實(shí)驗(yàn)鋼在MXQ1700型高溫箱式氣氛爐中加熱至800 ℃并保溫5 min后迅速轉(zhuǎn)移至模具中進(jìn)行熱沖壓，模具加熱溫度260 ℃，沖壓力70 kN，保壓60 s，在模具上保壓的同時(shí)也完成C配分過程，然后水淬至室溫。

圖1 HS-Q&P熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of HS-Q&P heat treatment process

熱處理后根據(jù)GB/T 34108—2017《金屬材料高應(yīng)變速率室溫壓縮試驗(yàn)方法》將實(shí)驗(yàn)鋼線切割為標(biāo)準(zhǔn)的壓縮試樣，試樣厚度為1.2 mm，長(zhǎng)徑比(l/d)在0.5～1.0之間，所以本實(shí)驗(yàn)所采用的壓縮試樣尺寸為φ2.1 mm×1.2 mm，并采用分離式Hopkinson壓桿測(cè)定其力學(xué)性能。

本實(shí)驗(yàn)所采用的分離式Hopkinson是一種用于測(cè)試金屬、非金屬、復(fù)合材料、高分子材料等高應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的裝置，也可以測(cè)試樣品在不同外圍約束力下的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，測(cè)試時(shí)在試樣接觸面涂抹工業(yè)凡士林，以減少壓縮過程中摩擦力的影響[15]。

壓縮實(shí)驗(yàn)完成后，對(duì)試樣進(jìn)行拋光打磨，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕金相表面5～10 s，之后利用SUPRA 55熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀測(cè)，觀察實(shí)驗(yàn)鋼的組織分布及形貌。將EBSD樣品拋光打磨后，首先進(jìn)行振動(dòng)拋光，去除樣品表面應(yīng)力層，然后在700 mL CH3COOH+200 mL HClO4混合溶液中電解拋光，最后在SUPRA 55中采用電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)進(jìn)行觀測(cè)，電壓選取15 kV，步長(zhǎng)0.02 μm，觀察實(shí)驗(yàn)鋼中相的含量及位相分布以及計(jì)算微小區(qū)域殘余奧氏體的含量。

采用Ultima Ⅳ型CuKα靶X射線衍射儀測(cè)定初始實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體含量，電壓選取40 kV，測(cè)試電流選取40 mA，掃描速率1 (°)/min，角度40°～100°。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)變速率對(duì)熱沖壓鋼力學(xué)性能的影響

圖2為不同應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線圖?？梢钥闯?，當(dāng)應(yīng)變速率為4000，8000，12000 s-1時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼所能達(dá)到的最大真應(yīng)力為1797，1829，1899 MPa。真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線大致分為3個(gè)階段：(1)急速上升階段，在這個(gè)階段內(nèi)應(yīng)力隨應(yīng)變迅速上升，應(yīng)變硬化率為一穩(wěn)定值；在這個(gè)階段內(nèi)，應(yīng)變硬化和TRIP效應(yīng)起主要作用；(2)平臺(tái)階段，在這個(gè)階段內(nèi)隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力有小幅度下降，且動(dòng)態(tài)壓縮速率越高下降幅度越明顯；(3)衰減階段，這個(gè)階段內(nèi)真應(yīng)力急劇下降，表明壓縮過程已結(jié)束，沖擊能量降低不足以繼續(xù)維持變形過程。不同速率下的加工硬化曲線十分類似，在相同應(yīng)變的情況下具有相似的加工硬化速率值(真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線斜率)，這表明了實(shí)驗(yàn)鋼在高速應(yīng)變下其壓縮過程中的加工硬化行為是相同的。在階段(1)，變形使得硬相馬氏體周圍產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，而較短的變形時(shí)間使位錯(cuò)滑動(dòng)變得困難，鐵素體基體得到了強(qiáng)化[16]。同時(shí)，由于殘余奧氏體的存在，也會(huì)發(fā)生一部分形變誘發(fā)馬氏體相變過程，從而導(dǎo)致應(yīng)力上升迅速。在階段(2)處，應(yīng)力雖然是隨著應(yīng)變速率逐漸上升，但上升的數(shù)值不明顯，而更多體現(xiàn)在應(yīng)變的變化上，表明材料發(fā)生某種軟化效應(yīng)，使實(shí)驗(yàn)鋼應(yīng)力值不再上升而是隨著塑性變形過程保持穩(wěn)定。在動(dòng)態(tài)壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線平臺(tái)后半段出現(xiàn)了小幅度震蕩，其原因是彈性波在試樣中的彌散效應(yīng)所導(dǎo)致的[17]。

圖2 不同應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2 Curves of true stress-true strain of experimental steel at different strain rates

隨著應(yīng)變速率的增加，試樣的變形量隨著沖擊能量的增大而增加，壓縮應(yīng)變?cè)嚇幼冃瘟看蠹s從5%增大到28%，平臺(tái)處的流變應(yīng)力也在小幅度降低，分析小幅度降低的強(qiáng)度可能與壓縮應(yīng)變過程中的絕熱升溫有關(guān)?？筛鶕?jù)應(yīng)變過程中的應(yīng)變能和式(1)計(jì)算絕熱升溫[18]：

(1)

式中：ΔT為絕熱升溫，K；ΔQ為應(yīng)變能，J；ρ為密度，kg·m-3；CV為熱容，J·kg-1·K-1；η為熱機(jī)械轉(zhuǎn)換效率；ε1為真應(yīng)變結(jié)束值；ε0為真應(yīng)變開始值；σ為真應(yīng)力，Pa；ε為真應(yīng)變。

表2為HS-Q&P鋼在不同應(yīng)變速率下的絕熱升溫情況。由表2可知，在12000 s-1應(yīng)變速率下試樣升溫約317 ℃，在該速率下，相比于靜態(tài)壓縮，動(dòng)態(tài)壓縮過程中有更多的能量輸入，而較短的時(shí)間使得能量無法從試樣中傳導(dǎo)，導(dǎo)致應(yīng)變過程中產(chǎn)生了絕熱升溫，絕熱升溫效應(yīng)在一定程度上可以提高奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程中的層錯(cuò)能，從而使TRIP效應(yīng)得到抑制，導(dǎo)致鋼在動(dòng)態(tài)壓縮過程中TRIP效應(yīng)提供的強(qiáng)度提升不足，同時(shí)絕熱升溫還會(huì)導(dǎo)致一部分馬氏體出現(xiàn)回火特征，降低實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度，這從真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線中階段(2)就可以看出。因此，高應(yīng)變率下應(yīng)變硬化、位錯(cuò)增加與微帶和形變孿晶引起的奧氏體相變?cè)鰪?qiáng)作用帶來的強(qiáng)化效應(yīng)低于絕熱升溫帶來的軟化效應(yīng)，導(dǎo)致應(yīng)力有小幅度降低。

表2 不同應(yīng)變速率下HS-Q&P鋼的絕熱升溫Table 2 Adiabatic heating of HS-Q&P steel at different strain rates

2.2 殘余奧氏體含量與EBSD

通過XRD對(duì)0 s-1應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼的殘余奧氏體含量進(jìn)行測(cè)定，進(jìn)而研究殘余奧氏體在實(shí)驗(yàn)鋼中的含量變化情況。圖3為實(shí)驗(yàn)鋼0 s-1時(shí)的XRD圖譜，選擇奧氏體峰(200)γ，(220)γ，(311)γ和鐵素體峰(200)α，(211)α，由式(2)計(jì)算殘余奧氏體的含量[19]。

(2)

圖3 HS-Q&P鋼在應(yīng)變速率0 s-1時(shí)XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of HS-Q&P steel at strain rate of 0 s-1

式中：Vi為殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iα為鐵素體峰的累積強(qiáng)度；Iγ為奧氏體峰的累積強(qiáng)度。計(jì)算可得經(jīng)過HS-Q&P工藝處理的實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)為6.24%，由于壓縮試樣太小無法進(jìn)行XRD表征，若分析壓縮試樣中殘余奧氏體的變化則需要采取進(jìn)一步的表征手段。

圖4為應(yīng)變速率4000，12000 s-1時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼EBSD圖像，圖4(a)為相顏色圖，圖4(b)為IPF和Z軸反極圖。圖4(a-1)，(a-2)中黑色部分是在高應(yīng)變速率下出現(xiàn)的晶格畸變區(qū)域，當(dāng)應(yīng)變速率為12000 s-1時(shí)晶格畸變區(qū)域多于4000 s-1時(shí)的畸變區(qū)域，同時(shí)在4000 s-1速率下，可以明顯地看到馬氏體板條在應(yīng)變速率的影響下出現(xiàn)了彎曲現(xiàn)象，還可以觀測(cè)到部分變形的馬氏體織構(gòu)，雖然晶格畸變較為嚴(yán)重，但在圖像中仍可以觀測(cè)到部分形變孿晶，在不同應(yīng)變速率下，〈001〉取向的晶粒都會(huì)更容易產(chǎn)生形變孿晶。另外，隨著應(yīng)變速率的增加，應(yīng)變量約增大至28%，由于材料整體的變形量增大，說明在變形量增大的區(qū)域應(yīng)力集中程度更高；在沖擊能量作用下晶體內(nèi)的取向差越來越明顯，取向差越大表明晶粒的扭轉(zhuǎn)變形程度越高；在晶粒取向差較大的區(qū)域中形變孿晶片條狀組織較少，而更多的是大塊形變孿晶，這表明大塊形變孿晶的形成可以降低壓縮過程中晶粒吸收的形變能，緩解區(qū)域性應(yīng)力集中[12]。

圖4 在應(yīng)變速率為4000 s-1(1)與12000 s-1(2)條件下實(shí)驗(yàn)鋼EBSD圖(a)相顏色圖；(b)IPF和反極圖Fig.4 EBSD maps of experimental steel at strain rates of 4000 s-1 (1) and 12000 s-1 (2)(a)phase color map;(b)IPF map and inverse pole figure

EBSD圖像不但可以測(cè)量鋼中的晶體取向，還可以測(cè)量相結(jié)構(gòu)和比例，利用這種方法半定量分析實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體(FCC結(jié)構(gòu))的變化含量。當(dāng)應(yīng)變速率為12000 s-1時(shí)，圖4中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為0.2%，由于晶格畸變導(dǎo)致的黑色區(qū)域會(huì)有未識(shí)別的奧氏體及放大倍數(shù)過大導(dǎo)致的誤差，同時(shí)文獻(xiàn)報(bào)道中也表明較高的應(yīng)變速率會(huì)導(dǎo)致較少的馬氏體相變，而較低的測(cè)試溫度似乎有利于馬氏體相變。因此，在高應(yīng)變率下產(chǎn)生的絕熱加熱會(huì)抑制馬氏體相變[20]，所以實(shí)際實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體含量要比微觀區(qū)域計(jì)算值大一些。XRD計(jì)算的未經(jīng)快速壓縮處理的鋼中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)為6.24%，12000 s-1相比于0 s-1時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約減少6%，其減少量符合殘余奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)所需要的含量。對(duì)于TRIP效應(yīng)使得力學(xué)性能提升，可能是由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的馬氏體與原馬氏體之間具有不同的結(jié)晶學(xué)取向，導(dǎo)致形成大角度晶界，使得裂紋尖端的擴(kuò)展路徑被延長(zhǎng)[21]。

2.3 應(yīng)變速率對(duì)熱沖壓鋼顯微組織的影響

圖5為不同應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼SEM圖，從圖5(a)中可以看出，HS-Q&P工藝下實(shí)驗(yàn)鋼顯微組織由板條馬氏體、鐵素體及少量殘余奧氏體組成。與0 s-1時(shí)的原始HS-Q&P組織相比，隨著應(yīng)變速率的增加，馬氏體板條變粗，界面越來越模糊，塊狀馬氏體含量增加，這部分馬氏體可能是由于在快速壓縮過程中平行于快壓方向的馬氏體板條被壓縮導(dǎo)致的。同時(shí)出現(xiàn)了部分細(xì)小針狀馬氏體，這部分馬氏體具有兩種特征：一種顏色較深，形態(tài)與板條狀馬氏體近似，且細(xì)小馬氏體兩端會(huì)與塊狀或針狀馬氏體相連；另一種細(xì)小馬氏體呈白色，聚集性分布在鐵素體基體上。前者可能是配分過程中的奧氏體因C富集程度不足，淬火后無法保持穩(wěn)定轉(zhuǎn)變的馬氏體，后者可能是由于在快速壓縮過程中殘余奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)而產(chǎn)生的細(xì)小馬氏體。但當(dāng)應(yīng)變速率為12000 s-1時(shí)，如圖5(d)所示，顯微組織中塊狀馬氏體明顯增多，馬氏體與鐵素體晶界也更加模糊，這是由沖壓速率過大使相之間產(chǎn)生變形所導(dǎo)致的；而在圖5(d)中出現(xiàn)了更加細(xì)長(zhǎng)的針狀馬氏體，針狀馬氏體明顯在一個(gè)晶粒輪廓內(nèi)，這可能是由于熱沖壓過程中，在兩相區(qū)保溫時(shí)的原始奧氏體晶粒受到外力的影響發(fā)生相變，產(chǎn)生針狀馬氏體。而針狀馬氏體出現(xiàn)的斷裂和聯(lián)結(jié)現(xiàn)象與實(shí)驗(yàn)鋼的快速壓縮和絕熱升溫有關(guān)。若增加的白色細(xì)小針狀馬氏體為殘余奧氏體TRIP所產(chǎn)生，則需要通過計(jì)算在不同壓縮過程中馬氏體的含量來判斷。

圖5 不同應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼SEM圖(a)0 s-1；(b)4000 s-1；(c)8000 s-1；(d)12000 s-1Fig.5 SEM images of experimental steel at different strain rates(a)0 s-1；(b)4000 s-1；(c)8000 s-1；(d)12000 s-1

初始馬氏體體積分?jǐn)?shù)fm可根據(jù)Magee-Koistinen-Marburger[22]公式(3)驗(yàn)證：

fm=1-exp[-0.011×(Ms-Tq)]

(3)

式中：Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度；Tq為淬火溫度。在260 ℃下，fm=53%。圖6為實(shí)驗(yàn)鋼在不同應(yīng)變速率下采用Image Pro Plus6.0(IPP)軟件處理的SEM圖(其中紅色為馬氏體，黃色為鐵素體，鐵素體與殘余奧氏體顏色相近，統(tǒng)一處理時(shí)也設(shè)置成黃色)，根據(jù)圖6計(jì)算面積后可得，實(shí)驗(yàn)鋼在0，4000，8000，12000 s-1速率下馬氏體的面積分?jǐn)?shù)約為48%，48.4%，53.4%，54.3%。初始含量與計(jì)算結(jié)果基本一致。隨著應(yīng)變速率的增加，馬氏體的含量也在隨之增加，對(duì)應(yīng)的SEM形貌中馬氏體板條形態(tài)幾乎保持不變，出現(xiàn)了被彎曲的塊狀馬氏體及細(xì)小針狀馬氏體。0～12000 s-1速率下馬氏體體積分?jǐn)?shù)增加約為6%，這是因?yàn)樵谧冃芜^程中，殘余奧氏體發(fā)生TRIP轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小針狀馬氏體，提高塑性和強(qiáng)度，初始鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為6.24%，符合變形過程中TRIP效應(yīng)所需奧氏體的含量。

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼在不同應(yīng)變速率下經(jīng)IPP軟件處理后的SEM圖(a)0 s-1;(b)4000 s-1;(c)8000 s-1;(d)12000 s-1Fig.6 SEM images of experimental steel treated by IPP software at different strain rates(a)0 s-1;(b)4000 s-1;(c)8000 s-1;(d)12000 s-1

3 結(jié)論

(1)不同壓縮應(yīng)變速率下實(shí)驗(yàn)鋼的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線大致相同，在急速上升階段鋼的應(yīng)變硬化和TRIP效應(yīng)起主要作用，在平臺(tái)階段隨著速率的提高應(yīng)力有小幅度提升，變化更多體現(xiàn)在應(yīng)變上，在這個(gè)過程中絕熱升溫起到了主要作用，提高了馬氏體相變過程中的層錯(cuò)能，抑制了TRIP效應(yīng)。

(2)隨著應(yīng)變速率的增加，實(shí)驗(yàn)鋼中出現(xiàn)晶格畸變的區(qū)域越大，材料整體的變形程度越高，晶粒的取向差異越大，形變孿晶的形成可以降低形變能，緩解應(yīng)力集中。

(3)HS-Q&P鋼組織中奧氏體體積分?jǐn)?shù)為6.24%，在12000 s-1應(yīng)變速率下殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)減少約6%，這與實(shí)驗(yàn)鋼中馬氏體的增加量基本一致，說明殘余奧氏體在實(shí)驗(yàn)鋼中發(fā)生了形變誘導(dǎo)馬氏體相變過程，提升了實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度與塑性，轉(zhuǎn)變后的馬氏體呈白色細(xì)小針狀，與熱沖壓過程中的馬氏體轉(zhuǎn)變有明顯區(qū)別。