合金元素和工艺参数对热轧TRIP钢动态相变的影响

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2013.09.022 第35卷第9期 北京科技大学学报 Vol.35 No.9 2013年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2013 合金元素和工艺参数对热轧TRIP钢动态相变的影 响 李龙飞)☒，尹云洋)，杨王2)，孙祖庆) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:lilf@skl.ustb.edu.cn 摘要利用Gleeble热模拟试验机进行单轴压缩试验，研究了C-Mn-Si TRIP钢和C-Mn-Al-Si TRIP钢过冷奥氏体形 变过程的组织演变，分析了合金元素和工艺参数对过冷奥氏体动态相变的影响.与等温相变相比，C-M-Si钢和C-Mn- A-Si钢动态相变动力学明显加快.与C-Mn-Si钢相比，用质量分数约1%的Al替代Si后，C-Mn-Al-Si钢的A3温度明 显提高，在相同变形工艺条件下C-Mn-A1-Si钢过冷奥氏体动态相变较易发生，而CM-Si钢动态相变得到的铁素体晶 粒比较细小.减小动态相变前奥氏体晶粒尺寸，有利于过冷奥氏体动态相变的进行.提高过冷奥氏体形变时的变形温度 或应变速率均对动态相变产生一定的阻碍作用，但影响不显著 关键词TRP钢：相变：奥氏体：合金元素：晶粒尺寸：压缩试验 分类号TG142.3 Influences of alloying elements and processing parameters on the dy- namic transformation of undercooled austenite in hot-rolled TRIP steels LI Long-fei),YIN Yun-yang2),YANG Wang-yue 2),SUN Zu-qing) 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lilfaskl.ustb.edu.cn ABSTRACT The microstructural evolution of undercooled austenite in C-Mn-Si TRIP steel and C-Mn-Al-Si TRIP steel during hot deformation was investigated by hot uniaxial compression testing on a Gleeble-1500 hot simulator,and the influences of alloying elements and processing parameters on the dynamic transformation of undercooled austenite were analyzed.It is found that the dynamic transformation kinetics of undercooled austenite in C-Mn-Si TRIP steel and C-Mn-Al-Si TRIP steel is faster obviously than the isothermal transformation kinetics of undercooled austenite. In comparison with C-Mn-Si TRIP steel,the As temperature of C-Mn-Al-Si TRIP steel is elevated markedly by the substitution of 1%Al for Si,and the dynamic transformation of undercooled austenite in C-Mn-Al-Si TRIP steel is faster at the same processing conditions.But the averave size of ferrite grains fomred by the dynamic transformation in C-Mn-Si TRIP steel is finer.The refinement of austenite grains before the dynamic transformation is of benefit to the development of the dynamic transformation of undercooled austenite.Increasing the deformation temerature or the strain rate of undercooled austenite during hot deformation has a retarding effect on the dynamic transformation of undercooled austenite.but this effect is not marked. KEY WORDS TRIP steel;phase transitions;austenite;alloying elements;grain size;compression testing 收稿日期：2012-08-04 基金项目：因家高技术研究发展计划资助项目(2007AA03Z501):高等学校博士学科点专项科研基金资助项目(200800081014)

第 35 卷 第 9 期 北 京 科 技 大 学 学 报 Vol. 35 No. 9 2013 年 9 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep. 2013 合金元素和工艺参数对热轧 TRIP 钢动态相变的影 响 李龙飞1) ，尹云洋2)，杨王玥2)，孙祖庆1) 1) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: lilf@skl.ustb.edu.cn 摘 要 利用 Gleeble 热模拟试验机进行单轴压缩试验，研究了 C-Mn-Si TRIP 钢和 C-Mn-Al-Si TRIP 钢过冷奥氏体形 变过程的组织演变，分析了合金元素和工艺参数对过冷奥氏体动态相变的影响. 与等温相变相比，C-Mn-Si 钢和 C-Mn￾Al-Si 钢动态相变动力学明显加快. 与 C-Mn-Si 钢相比，用质量分数约 1%的 Al 替代 Si 后，C-Mn-Al-Si 钢的 A3 温度明 显提高，在相同变形工艺条件下 C-Mn-Al-Si 钢过冷奥氏体动态相变较易发生，而 C-Mn-Si 钢动态相变得到的铁素体晶 粒比较细小. 减小动态相变前奥氏体晶粒尺寸，有利于过冷奥氏体动态相变的进行. 提高过冷奥氏体形变时的变形温度 或应变速率均对动态相变产生一定的阻碍作用，但影响不显著. 关键词 TRIP 钢；相变；奥氏体；合金元素；晶粒尺寸；压缩试验 分类号 TG142.3 Influences of alloying elements and processing parameters on the dy￾namic transformation of undercooled austenite in hot-rolled TRIP steels LI Long-fei 1) , YIN Yun-yang 2), YANG Wang-yue 2), SUN Zu-qing 1) 1) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China Corresponding author, E-mail: lilf@skl.ustb.edu.cn ABSTRACT The microstructural evolution of undercooled austenite in C-Mn-Si TRIP steel and C-Mn-Al-Si TRIP steel during hot deformation was investigated by hot uniaxial compression testing on a Gleeble-1500 hot simulator, and the influences of alloying elements and processing parameters on the dynamic transformation of undercooled austenite were analyzed. It is found that the dynamic transformation kinetics of undercooled austenite in C-Mn-Si TRIP steel and C-Mn-Al-Si TRIP steel is faster obviously than the isothermal transformation kinetics of undercooled austenite. In comparison with C-Mn-Si TRIP steel, the A3 temperature of C-Mn-Al-Si TRIP steel is elevated markedly by the substitution of 1% Al for Si, and the dynamic transformation of undercooled austenite in C-Mn-Al-Si TRIP steel is faster at the same processing conditions. But the averave size of ferrite grains fomred by the dynamic transformation in C-Mn-Si TRIP steel is finer. The refinement of austenite grains before the dynamic transformation is of benefit to the development of the dynamic transformation of undercooled austenite. Increasing the deformation temerature or the strain rate of undercooled austenite during hot deformation has a retarding effect on the dynamic transformation of undercooled austenite, but this effect is not marked. KEY WORDS TRIP steel; phase transitions; austenite; alloying elements; grain size; compression testing 收稿日期：2012–08–04 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目 (2007AA03Z501)；高等学校博士学科点专项科研基金资助项目 (200800081014) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2013.09.022

第9期 李龙飞等：合金元素和工艺参数对热轧TRIP钢动态相变的影响 ·1165· TRIP(transformation induced plasticity)钢是 1s一1的应变速率分别变形不同的应变量后立即淬 一种兼具高强度、高延伸率的新型汽车用钢，其 火，以研究两种钢过冷奥氏体动态相变时的组织演 显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥氏体等组成. 变规律.同时，还研究了两种钢过冷奥氏体在此温 其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在塑性变形过 度下的等温相变规律.另外，为了研究工艺参数对 程中发生形变诱导马氏体相变，使材料的局部加 C-Mn-Al-Si钢动态相变的影响，还研究了在动态相 工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而提高钢的 变前奥氏体晶粒尺寸(100和40m)、过冷奥氏体区 强度和塑性，此即所谓的TRP效应).在普通 变形温度(850和800℃)及应变速率(10和1s-1) 低合金TRP钢中，其主要成分（质量分数，%） 等条件下C-Mn-Al-Si钢动态相变的转变动力学. 为：0.120.55C,0.22.5Mn,0.41.8Si.Si不溶 所得试样平行压缩方向切开，经机械打磨和抛 于渗碳体，可有效阻碍渗碳体的析出，具有较强的 光后，用2%3%硝酸酒精侵蚀，利用LEKA光学 固溶强化作用并提高TRP钢中铁素体的强度2-)， 显微镜和ZEISS-SUPRA55场发射扫描电镜进行组 然而高的S含量会降低材料的表面质量和涂覆性 织观察，并结合DN-3A图像分析软件测量组织中 能.因此，可用其他不溶于渗碳体的合金元素，如 铁素体的体积分数 Al部分替代C-Mn-Si系TRIP钢中的Si,即C-Mn- Al-Si系TRIP钢5-6). 2实验结果与分析 与常规热轧TRP钢技术相比，基于动态相变 2.1A1部分替代Si对动态相变的影响 的热轧低合金TRIP钢技术通过过冷奥氏体动态相 利用Thermo-Calc软件计算得到C-Mn-Si钢 变，利用对形变量这一轧制过程中最容易精确控制 的A3温度为863℃，CMn-A1-Si钢的A3温度为 的参数来实现铁素体含量的控制，与现有工业生产 974℃.利用G1 eeble1500热模拟机测量试样在冷 线具有更好的相容性，易于在实际生产中实现质量 却过程中的膨胀曲线，得到在5℃s-1的冷速下 稳定化.前期工作表明，基于动态相变的热轧低 C-Mn-Si钢的Ar3温度为760℃，C-Mn-Al-Si钢的 合金TRP钢具有优异的室温拉伸性能).为了 Ar3温度为780℃.显然，用质量分数约1%的A1 促进该技术在工业生产中的应用，有必要研究合金 部分替代C-Mn-Si TRIP钢中的Si后，使钢的Ag 成分和工艺参数对热轧TRP钢动态相变过程的影 温度明显提高而Ar3温度变化不大，因此显著扩大 响，为获得易于在工业生产中实现的优化工艺提供 了A3-A3温度范围，有利于过冷奥氏体动态相变的 参考.在本文中，比较了CMn-Si系TRP钢和C 发生.由于A3温度的明显提高，在相同温度下，C Mn-Al-Si系TRIP钢的动态相变行为，讨论了AI Mn-Al-Si钢的过冷度明显增大，即相变化学驱动力 部分替代Si对过冷奥氏体动态相变的作用，并分 明显增大，在等温相变条件下，C-Mn-Al-Si钢过冷 析了动态相变前原始奥氏体晶粒尺寸、变形温度及 奥氏体向铁素体的转变明显加快.如图1所示，两 应变速率对动态相变的影响 种钢过冷奥氏体在800℃等温5min时，C-Mn-Si 钢中基本没有生成铁素体而在C-Mn-Al-Si钢中已 1 实验方法 生成体积分数约25%的铁素体. 实验用两种TRP钢经真空感应炉冶炼，其主 在动态相变条件下，由于形变的促进作用，与 要化学成分（质量分数，%）为：C-Mn-Al-Si钢，C 等温相变相比两种钢的过冷奥氏体相变均明显加 0.20,Mn1.49,Al0.98,Si0.50:C-Mn-Si钢，C 快，如图2所示.并且，虽然C-Mn-A1-Si钢的过冷 0.20,Mn1.50,Si1.63.钢锭经热锻后加工成 奥氏体动态相变过程比C-Mn-Si钢的更容易进行， φ6mm×15mm的圆柱试样，热模拟试验在Glee- 但是与等温相变条件下的明显差异相比，两种钢过 ble1500热模拟机上进行.将实验钢在奥氏体化温 冷奥氏体动态相变动力学的差异较小.图3给出了 度(C-Mn-Si钢1100℃，C-Mn-A1-Si钢1200)保温 两种钢过冷奥氏体在800℃、1s-1条件下变形至 5min充分奥氏体化，得到平均晶粒尺寸为 应变为0.69的显微组织.可以看出，与C-Mm-A1-Si (100士15)m的奥氏体晶粒.然后在奥氏体相区 钢相比，CMn-Si钢中通过动态相变形成的铁素体 (C-Mn-Si钢1000℃，C-Mn-Al-Si钢1100℃)以晶粒数量并没有明显差异，但是铁素体晶粒尺寸明 0.5s-1的应变速率施以30%的变形，通过奥氏体的 显细小.C-Mn-Al-Si钢中动态相变得到的铁素体晶 动态再结晶得到平均晶粒尺寸为(40士5)m的奥氏 粒平均尺寸约为2.5m,而C-Mn-Si钢中动态相变 体晶粒.然后以5℃s-1的速率冷却到800℃，以 得到的铁素体晶粒平均尺寸约为1.5m.铁素体

第 9 期 李龙飞等：合金元素和工艺参数对热轧 TRIP 钢动态相变的影响 1165 ·· TRIP (transformation induced plasticity) 钢是 一种兼具高强度、高延伸率的新型汽车用钢，其 显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥氏体等组成. 其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在塑性变形过 程中发生形变诱导马氏体相变，使材料的局部加 工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而提高钢的 强度和塑性，此即所谓的 TRIP 效应 [1] . 在普通 低合金 TRIP 钢中，其主要成分 (质量分数，%) 为：0.12∼0.55 C，0.2∼2.5 Mn，0.4∼1.8 Si. Si 不溶 于渗碳体，可有效阻碍渗碳体的析出，具有较强的 固溶强化作用并提高 TRIP 钢中铁素体的强度[2−3]， 然而高的 Si 含量会降低材料的表面质量和涂覆性 能[4] . 因此，可用其他不溶于渗碳体的合金元素，如 Al 部分替代 C-Mn-Si 系 TRIP 钢中的 Si，即 C-Mn￾Al-Si 系 TRIP 钢[5−6] . 与常规热轧 TRIP 钢技术相比，基于动态相变 的热轧低合金 TRIP 钢技术通过过冷奥氏体动态相 变，利用对形变量这一轧制过程中最容易精确控制 的参数来实现铁素体含量的控制，与现有工业生产 线具有更好的相容性，易于在实际生产中实现质量 稳定化. 前期工作表明，基于动态相变的热轧低 合金 TRIP 钢具有优异的室温拉伸性能 [7] . 为了 促进该技术在工业生产中的应用，有必要研究合金 成分和工艺参数对热轧 TRIP 钢动态相变过程的影 响，为获得易于在工业生产中实现的优化工艺提供 参考. 在本文中，比较了 C-Mn-Si 系 TRIP 钢和 C￾Mn-Al-Si 系 TRIP 钢的动态相变行为，讨论了 Al 部分替代 Si 对过冷奥氏体动态相变的作用，并分 析了动态相变前原始奥氏体晶粒尺寸、变形温度及 应变速率对动态相变的影响. 1 实验方法 实验用两种 TRIP 钢经真空感应炉冶炼，其主 要化学成分 (质量分数，%) 为：C-Mn-Al-Si 钢，C 0.20，Mn 1.49，Al 0.98，Si 0.50；C-Mn-Si 钢，C 0.20， Mn 1.50， Si 1.63. 钢锭经热锻后加工成 φ6 mm×15 mm 的圆柱试样，热模拟试验在 Glee￾ble1500 热模拟机上进行. 将实验钢在奥氏体化温 度 (C-Mn-Si 钢 1100 ℃，C-Mn-Al-Si 钢 1200 ◦ ) 保温 5 min 充分奥氏体化， 得到平均晶粒尺寸为 (100±15) µm 的奥氏体晶粒. 然后在奥氏体相区 (C-Mn-Si 钢 1000 ℃，C-Mn-Al-Si 钢 1100 ℃) 以 0.5 s−1 的应变速率施以 30%的变形，通过奥氏体的 动态再结晶得到平均晶粒尺寸为 (40±5) µm 的奥氏 体晶粒. 然后以 5 ℃ ·s −1 的速率冷却到 800 ℃，以 1 s−1 的应变速率分别变形不同的应变量后立即淬 火，以研究两种钢过冷奥氏体动态相变时的组织演 变规律. 同时，还研究了两种钢过冷奥氏体在此温 度下的等温相变规律. 另外，为了研究工艺参数对 C-Mn-Al-Si 钢动态相变的影响，还研究了在动态相 变前奥氏体晶粒尺寸 (100 和 40 µm)、过冷奥氏体区 变形温度 (850 和 800 ℃) 及应变速率 (10 和 1 s−1 ) 等条件下 C-Mn-Al-Si 钢动态相变的转变动力学. 所得试样平行压缩方向切开，经机械打磨和抛 光后，用 2%∼3%硝酸酒精侵蚀，利用 LEIKA 光学 显微镜和 ZEISS-SUPRA 55 场发射扫描电镜进行组 织观察，并结合 DN-3A 图像分析软件测量组织中 铁素体的体积分数. 2 实验结果与分析 2.1 Al 部分替代 Si 对动态相变的影响 利用 Thermo-Calc 软件计算得到 C-Mn-Si 钢 的 A3 温度为 863 ℃，C-Mn-Al-Si 钢的 A3 温度为 974 ℃. 利用 Gleeble1500 热模拟机测量试样在冷 却过程中的膨胀曲线，得到在 5 ℃ ·s −1 的冷速下 C-Mn-Si 钢的 Ar3 温度为 760 ℃，C-Mn-Al-Si 钢的 Ar3 温度为 780 ℃. 显然，用质量分数约 1%的 Al 部分替代 C-Mn-Si TRIP 钢中的 Si 后，使钢的 A3 温度明显提高而 Ar3 温度变化不大，因此显著扩大 了 A3-Ar3 温度范围，有利于过冷奥氏体动态相变的 发生. 由于 A3 温度的明显提高，在相同温度下，C￾Mn-Al-Si 钢的过冷度明显增大，即相变化学驱动力 明显增大，在等温相变条件下，C-Mn-Al-Si 钢过冷 奥氏体向铁素体的转变明显加快. 如图 1 所示，两 种钢过冷奥氏体在 800 ℃等温 5 min 时，C-Mn-Si 钢中基本没有生成铁素体而在 C-Mn-Al-Si 钢中已 生成体积分数约 25%的铁素体. 在动态相变条件下，由于形变的促进作用，与 等温相变相比两种钢的过冷奥氏体相变均明显加 快，如图 2 所示. 并且，虽然 C-Mn-Al-Si 钢的过冷 奥氏体动态相变过程比 C-Mn-Si 钢的更容易进行， 但是与等温相变条件下的明显差异相比，两种钢过 冷奥氏体动态相变动力学的差异较小. 图 3 给出了 两种钢过冷奥氏体在 800 ℃、1 s−1 条件下变形至 应变为 0.69 的显微组织. 可以看出，与 C-Mn-Al-Si 钢相比，C-Mn-Si 钢中通过动态相变形成的铁素体 晶粒数量并没有明显差异，但是铁素体晶粒尺寸明 显细小. C-Mn-Al-Si 钢中动态相变得到的铁素体晶 粒平均尺寸约为 2.5 µm，而 C-Mn-Si 钢中动态相变 得到的铁素体晶粒平均尺寸约为 1.5 µm. 铁素体

.1166 北京科技大学学报 第35卷 晶粒尺寸的差异应该主要是由于C-Mn-Si中高的M-Si钢过冷奥氏体动态相变发展较为缓慢的主要 Si含量所产生的固溶拖曳作用8-，这可能是C原因. 100um 100m 图1两种实验钢在800℃等温5min的淬火组织.(a)C-Mn-Si钢：(b)C-Mn-Al-Si钢 Fig.1 Microstructures of two steels quenched after holding at 800 C for 5 min:(a)C-Mn-Si steel;(b)C-Mn-Al-Si steel 100 素体、25%~40%的贝氏体及5%~15%的残余奥氏体 -·-C-Mn-Si钢，等温相变 80- 组成，而热轧TRP钢工艺控制的关键是获得一定 中 ·变 体积分数（约50%）的铁素体和奥氏体的混合组织 60 -△-C-Mn-A-Si铜，动态相变 后，再快冷到贝氏体相区进行等温处理.与常规热 40 轧TRP钢技术通过控制轧后冷却阶段奥氏体向铁 素体的转变程度不同，基于动态相变的热轧TRIP ■ 钢技术通过过冷奥氏体动态相变，利用对形变量这 轧制过程中最容易精确控制的参数来实现铁素体 0.1 100 200300400600800 时间/s 含量的控制.在低碳钢中的研究表明10-1，动态相 变前奥氏体晶粒尺寸、过冷奥氏体形变时的变形温 图2两种钢过冷奥氏体在不同条件下的相变动力学曲线 度和应变速率均对过冷奥氏体动态相变过程产生一 Fig.2 Transformation kinetics curves of undercooled austenite for two steels at different conditions 定程度的影响.为了更好地利用动态相变控制TRP 2.2工艺参数对动态相变的影响 钢中的铁素体转变量，有必要考察上述工艺参数对 TRIP钢的典型组织由体积分数50%60%的铁 TRP钢动态相变动力学的影响. 10 um 10m 图3实验钢在800℃、1s-1条件下变形至应变为0.69的淬火组织.(a)C-Mn-Si钢：(b)C-Mn-A-Si钢 Fig.3 Microstructures of two steels quenched after deformed at 800 C and 1 s-1 to the strain of 0.69:(a)C-Mn-Si steel;(b) C-Mn-Al-Si steel 如图4(a)所示，动态相变前奥氏体品粒尺寸由 尺寸使得单位体积内晶界面积及品棱数量等增加， 100减小到40m,过冷奥氏体动态相变的动力学明 导致相变时铁素体的形核位置增加：另外，奥氏体 显加快.这主要是由于奥氏体向铁素体转变时，铁 晶粒尺寸较小时，有利于改善晶粒之间的应变协调， 素体优先在原奥氏体晶界形核，而减小奥氏体晶粒 促使应变由晶界向晶内的传递，减轻并缓和各晶粒

· 1166 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 晶粒尺寸的差异应该主要是由于 C-Mn-Si 中高的 Si 含量所产生的固溶拖曳作用[8−9]，这可能是 C￾Mn-Si 钢过冷奥氏体动态相变发展较为缓慢的主要 原因. 图 1 两种实验钢在 800 ℃等温 5 min 的淬火组织. (a) C-Mn-Si 钢；(b) C-Mn-Al-Si 钢 Fig.1 Microstructures of two steels quenched after holding at 800 ℃ for 5 min: (a) C-Mn-Si steel; (b) C-Mn-Al-Si steel 图 2 两种钢过冷奥氏体在不同条件下的相变动力学曲线 Fig.2 Transformation kinetics curves of undercooled austenite for two steels at different conditions 2.2 工艺参数对动态相变的影响 TRIP 钢的典型组织由体积分数 50%∼60%的铁 素体、25%∼40%的贝氏体及 5%∼15%的残余奥氏体 组成，而热轧 TRIP 钢工艺控制的关键是获得一定 体积分数 (约 50%) 的铁素体和奥氏体的混合组织 后，再快冷到贝氏体相区进行等温处理. 与常规热 轧 TRIP 钢技术通过控制轧后冷却阶段奥氏体向铁 素体的转变程度不同，基于动态相变的热轧 TRIP 钢技术通过过冷奥氏体动态相变，利用对形变量这 一轧制过程中最容易精确控制的参数来实现铁素体 含量的控制. 在低碳钢中的研究表明[10−11]，动态相 变前奥氏体晶粒尺寸、过冷奥氏体形变时的变形温 度和应变速率均对过冷奥氏体动态相变过程产生一 定程度的影响. 为了更好地利用动态相变控制 TRIP 钢中的铁素体转变量，有必要考察上述工艺参数对 TRIP 钢动态相变动力学的影响. 图 3 实验钢在 800 ℃、1 s−1 条件下变形至应变为 0.69 的淬火组织. (a) C-Mn-Si 钢；(b) C-Mn-Al-Si 钢 Fig.3 Microstructures of two steels quenched after deformed at 800 ℃ and 1 s−1 to the strain of 0.69: (a) C-Mn-Si steel; (b) C-Mn-Al-Si steel 如图 4(a) 所示，动态相变前奥氏体晶粒尺寸由 100 减小到 40 µm，过冷奥氏体动态相变的动力学明 显加快. 这主要是由于奥氏体向铁素体转变时，铁 素体优先在原奥氏体晶界形核，而减小奥氏体晶粒 尺寸使得单位体积内晶界面积及晶棱数量等增加， 导致相变时铁素体的形核位置增加；另外，奥氏体 晶粒尺寸较小时，有利于改善晶粒之间的应变协调， 促使应变由晶界向晶内的传递，减轻并缓和各晶粒

第9期 李龙飞等：合金元素和工艺参数对热轧TRIP钢动态相变的影响 ·1167· 之间的应力集中程度，使得变形更加均匀，包括每 利于动态相变的进行：提高应变速率使得变形时 个晶粒与相邻晶粒之间的变形均匀程度，从而有利 间缩短，C原子扩散变得困难，同样不利于动态 于铁素体形核间.因此，在进行过冷奥氏体区形变相变的进行0-1.另一方面，奥氏体向铁素体转 之前进行高温奥氏体区变形，通过变形过程中的奥变是热激活过程，提高变形温度在一定程度上有 氏体动态再结晶和（或）变形后的奥氏体静态再结 利于C原子扩散，而提高应变速率导致形变储存 晶细化奥氏体晶粒，有利于过冷奥氏体动态相变的 能增加，即相变驱动力增大.因此，与动态相变前 发生，而且可以在较小应变量下获得一定体积分数 奥氏体晶粒尺寸对动态相变的影响相比，改变变 (约50%)的铁素体和奥氏体的混合组织，这有利于 形温度或应变速率对动态相变的影响不显著.由于 在实际工业生产中的实施. 在热连轧过程中对于变形温度和应变速率的控制不 如图4(b)~(c)所示，在进行过冷奥氏体形变 易达到十分精确的程度，因此动态相变条件下铁 时，提高变形温度或提高应变速率均对动态相变 素体转变量对变形温度和应变速率的敏感性较低， 动力学产生一定的阻碍作用.这是由于提高变形 有利于在实际工业生产中实现铁素体转变量的准确 温度使得过冷度降低，导致相变驱动力减小，不 控制 100 100 (a) (b) 应变速率181 80 60 800℃ 40m 0 100m 40 850C 20 20 0 .2 0.40.60.8 1.0 1.2 0.20.40.60.8 1.01.2 真应变 真应变 100r (c) 变形温度800℃ 80A 数60 1s1 10s1 6.20.40.60.81.01.2 其应变 图4工艺参数对C-Mn-A-Si钢过冷奥氏体动态相变动力学的影响.(a)奥氏体晶粒尺寸：(b)变形温度：(c)应变速率 Fig.4 Influences of processing parameters on the dynamic transformation kinetics of undercooled austenite in C-Mn-Al-Si steel: (a)grain size of austenite;(b)deformation temperature;(c)strain rate 3结论 过冷奥氏体动态相变的进行，可以在较小应变量下 获得所需的铁素体转变量.提高过冷奥氏体形变时 (1)与等温相变相比，C-Mn-Si钢和C-Mm-Al- 的变形温度或应变速率均对动态相变产生一定的阻 Si钢动态相变动力学明显加快.与C-Mn-Si钢相 碍作用，但是与动态相变前奥氏体晶粒尺寸相比， 比，用质量分数约1%的A1替代Si后，C-Mn-A1-Si 两者的影响不显著 钢的A3温度明显提高.在相同变形工艺条件下，C M-Al-Si钢过冷奥氏体的过冷度提高，动态相变易 于进行.由于Si的固溶拖曳作用，C-Mn-Si钢动态 参考文献 相变得到的铁素体晶粒比较细小 [1]Zackay V F,Parker E R,Fahr D,et al.The enhance. (2)减小动态相变前奥氏体晶粒尺寸，有利于 ment of ductility in high-strength steels.Trans ASM

第 9 期 李龙飞等：合金元素和工艺参数对热轧 TRIP 钢动态相变的影响 1167 ·· 之间的应力集中程度，使得变形更加均匀，包括每 个晶粒与相邻晶粒之间的变形均匀程度，从而有利 于铁素体形核[6] . 因此，在进行过冷奥氏体区形变 之前进行高温奥氏体区变形，通过变形过程中的奥 氏体动态再结晶和 (或) 变形后的奥氏体静态再结 晶细化奥氏体晶粒，有利于过冷奥氏体动态相变的 发生，而且可以在较小应变量下获得一定体积分数 (约 50%) 的铁素体和奥氏体的混合组织，这有利于 在实际工业生产中的实施. 如图 4(b)∼(c) 所示，在进行过冷奥氏体形变 时，提高变形温度或提高应变速率均对动态相变 动力学产生一定的阻碍作用. 这是由于提高变形 温度使得过冷度降低，导致相变驱动力减小，不 利于动态相变的进行；提高应变速率使得变形时 间缩短，C 原子扩散变得困难，同样不利于动态 相变的进行[10−11] . 另一方面，奥氏体向铁素体转 变是热激活过程，提高变形温度在一定程度上有 利于 C 原子扩散，而提高应变速率导致形变储存 能增加，即相变驱动力增大. 因此，与动态相变前 奥氏体晶粒尺寸对动态相变的影响相比，改变变 形温度或应变速率对动态相变的影响不显著. 由于 在热连轧过程中对于变形温度和应变速率的控制不 易达到十分精确的程度，因此动态相变条件下铁 素体转变量对变形温度和应变速率的敏感性较低， 有利于在实际工业生产中实现铁素体转变量的准确 控制. 图 4 工艺参数对 C-Mn-Al-Si 钢过冷奥氏体动态相变动力学的影响. (a) 奥氏体晶粒尺寸；(b) 变形温度；(c) 应变速率 Fig.4 Influences of processing parameters on the dynamic transformation kinetics of undercooled austenite in C-Mn-Al-Si steel: (a) grain size of austenite; (b) deformation temperature; (c) strain rate 3 结论 (1) 与等温相变相比，C-Mn-Si 钢和 C-Mn-Al￾Si 钢动态相变动力学明显加快. 与 C-Mn-Si 钢相 比，用质量分数约 1%的 Al 替代 Si 后，C-Mn-Al-Si 钢的 A3 温度明显提高. 在相同变形工艺条件下，C￾Mn-Al-Si 钢过冷奥氏体的过冷度提高，动态相变易 于进行. 由于 Si 的固溶拖曳作用，C-Mn-Si 钢动态 相变得到的铁素体晶粒比较细小. (2) 减小动态相变前奥氏体晶粒尺寸，有利于 过冷奥氏体动态相变的进行，可以在较小应变量下 获得所需的铁素体转变量. 提高过冷奥氏体形变时 的变形温度或应变速率均对动态相变产生一定的阻 碍作用，但是与动态相变前奥氏体晶粒尺寸相比， 两者的影响不显著. 参 考 文 献 [1] Zackay V F, Parker E R, Fahr D, et al. The enhance￾ment of ductility in high-strength steels. Trans ASM

.1168· 北京科技大学学报 第35卷 1967,60(2):252 chanical properties of hot rolled C-Mn-(Al)-Si trip steels [2]Tsukatani I,Hashimoto S I,Inoue T.Effects of silicon based on dynamic transformation of undercooled austen- and manganese addition on mechanical properties of high- ite.Acta Metall Sin,2008,44(11):1299 strength hot-rolled sheet steel containing retained austen- (尹云洋，杨王玥，李龙飞，等.基于动态相变的热轧TIP ite.ISI.JInt,1991,31(9):992 钢组织及性能研究.金属学报，2008,44(11)：1299) (3]Traint S,Pichler A,Hauzenberger K,et al.Influence of [8 Liu S K,Zhang G Y.The effect of Mn and Si on the silicon,aluminium,phosphorus and copper on the phase morphology and kinetics of the bainite transformation in transformations of low alloyed TRIP-steels.Steel Res, Fe-C-Ti alloys.Metall Trans A,1990,21(6):1509 2002,73(6/7):259 [9]Guo H,Enomoto M.Effects of substitutional solute accu- [4]Tosal-Martinez L,Vanderschueren D,Jacobs S,et al.De- mulation at o/y boundaries on the growth of ferrite in low velopment of a hot-rolled Nb-bearing Si-TRIP steel with carbon steels.Metall Mater Trans A,2007,38(6):1153 excellent fatigue behavior for automotive applications. [10 Yang W Y,Hu A M,Qi JJ,et al.Microstructure re- Steel Res,2001,72(10):412 finement of deformation-enhanced transformation in low [5]Girault E,Mertens A,Jacques P,et al.Comparison of the carbon steel.Chin J Mater Res,2001,15(2):171 effects of silicon and aluminium on the tensile behaviour (杨王玥，胡安民，齐俊杰，等.低碳钢形变强化相变的组织 of multiphase TRIP-assisted steels.Scripta Mater,2001, 细化.材料研究学报，2001,15(2)：171) 44(6):885 [11]Tian J,Yang W Y,Sun Z Q.Influence of process parame- [6]Manochar P A,Kunishige K,Chandra T.Influence of ters on the deformation enhanced ferrite transformation in thermomechanical processing on microstructural evolu- a low carbon steel.Trans Mater Heat Treat,2005,26(5): tion in Si-Mn and Al-Mn TRIP steels.Mater Sci Forum. 62 2003,426-432:1127 (田景，杨王玥，孙祖庆.工艺参数对低碳钢形变强化相变 [7 Yin YY,Yang W Y,Li L F,et al.Microstructure and me- 的影响.材料热处理学报，2005.26(5)：62)

· 1168 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 1967, 60(2): 252 [2] Tsukatani I, Hashimoto S I, Inoue T. Effects of silicon and manganese addition on mechanical properties of high￾strength hot-rolled sheet steel containing retained austen￾ite. ISIJ Int, 1991, 31(9): 992 [3] Traint S, Pichler A, Hauzenberger K, et al. Influence of silicon, aluminium, phosphorus and copper on the phase transformations of low alloyed TRIP-steels. Steel Res, 2002, 73(6/7): 259 [4] Tosal-Martinez L, Vanderschueren D, Jacobs S, et al. De￾velopment of a hot-rolled Nb-bearing Si-TRIP steel with excellent fatigue behavior for automotive applications. Steel Res, 2001, 72(10): 412 [5] Girault E, Mertens A, Jacques P, et al. Comparison of the effects of silicon and aluminium on the tensile behaviour of multiphase TRIP-assisted steels. Scripta Mater, 2001, 44(6): 885 [6] Manochar P A, Kunishige K, Chandra T. Influence of thermomechanical processing on microstructural evolu￾tion in Si-Mn and Al-Mn TRIP steels. Mater Sci Forum, 2003, 426-432:1127 [7] Yin Y Y, Yang W Y, Li L F, et al. Microstructure and me￾chanical properties of hot rolled C-Mn-(Al)-Si trip steels based on dynamic transformation of undercooled austen￾ite. Acta Metall Sin, 2008, 44(11): 1299 (尹云洋，杨王玥，李龙飞，等. 基于动态相变的热轧 TRIP 钢组织及性能研究. 金属学报, 2008, 44(11): 1299) [8] Liu S K, Zhang G Y. The effect of Mn and Si on the morphology and kinetics of the bainite transformation in Fe-C-Ti alloys. Metall Trans A, 1990, 21(6):1509 [9] Guo H, Enomoto M. Effects of substitutional solute accu￾mulation at α/γ boundaries on the growth of ferrite in low carbon steels. Metall Mater Trans A, 2007, 38(6): 1153 [10] Yang W Y, Hu A M, Qi J J, et al. Microstructure re- finement of deformation-enhanced transformation in low carbon steel. Chin J Mater Res, 2001, 15(2): 171 (杨王玥, 胡安民, 齐俊杰, 等. 低碳钢形变强化相变的组织 细化. 材料研究学报, 2001, 15(2): 171) [11] Tian J, Yang W Y, Sun Z Q. Influence of process parame￾ters on the deformation enhanced ferrite transformation in a low carbon steel. Trans Mater Heat Treat, 2005, 26(5): 62 (田景, 杨王玥, 孙祖庆. 工艺参数对低碳钢形变强化相变 的影响. 材料热处理学报, 2005, 26(5): 62)