D0I:10.13374/i.issm1001053x.2010.05.019 第32卷第5期 北京科技大学学报 Vo132N95 2010年5月 Journal ofUniversity of Science and Technobgy Bejjing May 2010 含磷 TRIP钢的 CCT图 张宇光”赵爱民)赵征志)唐获李本海)朱国森) 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)首钢技术研究院，北京100041 摘要为了探索合金元素在TRP钢相变过程中的重要作用，利用金相、显微硬度等方法研究了四种不同合金成分C-M血- ALP TRP钢的CCT图.结果表明：A元素强烈地缩小奥氏体相区，提高AS与M华A元素促使CCT图左移和上移.P元素 能够阻碍碳化物生成，当钢中P质量分数达到01%时，能显著地将CCT图中的珠光体区与贝氏体区右移：P元素对铁素体 相变和马氏体相变没有显著的影响.结果还显示出随着冷却速率的增加，材料的显微硬度随之增加.对于每一种成分，超过 其临界冷却速率时，将得到完全的马氏体组织 关键词TRP钢：连续冷却转变：铝磷：显微硬度 分类号TG1513 Continuous coolng transfomm ation d agrams of TR IP stees with phosphorus ZHANG Yu guang).ZHAO Aim in.ZHAO Zheng TANG D.LI Benha.ZHU GuQ seng) 1)Memlugical EngineeringResearch nstitute Universit of Scence and Technobgy Beijng Beijng100083 Chim 2)ShougngR eseach Instiute ofTechro kgy ShougangGroup Coporatin Beijing 100041.Chha ABSTRACT In oder o research he effect of alloy elements on he phase taansfom ation of transomation induced plasticity(TR PP steek con tinuous cooling trans pmation CCT)d agrams of pur kinds of C-MnALP TR IP stek with different alum inum con tents and with or withoutm groalpy element P were studied by using opticalm icroscopy and m icrohardness measurments Almakes he ferrite foming and pearlite pming tom perates p he left side and he ban ite pming andmanensie fom ng to heh gher tempera tures of he dagram as Alnanows he austen ite Phase regian strongy and ncreases he Ac point andMs pont P can reduce he ki netics of cemen tie precp itatpn and when its mass fraction reaches014%.it causes a shift of the pearlie pm ing and ban ite fom ing temperaures to the rigt side significantly However P has no significant efect on ferrite tansfom aton and marensite transpma tpn The results also reveal that hem icrohardness increases as the cooling rate increases and them icrostrucure will be fullymarten sitic when the cooling rate reaches he critical rate of the steel KEY WORDS TR IP steel contnuous cooling transpmatop akmnum Phosphorus micrchardness TP钢是指将钢经过合理的合金化和热处理 锌板的工业生产3.因此，国内外的研究者开始研 工艺后，使其在室温下，组织中含有少量的残余奥氏 究用A替代S的TRP钢49.A元素由于具有与 体，在应力作用下，残余奥氏体转变为马氏体，使钢 S相似的抑制渗碳体生成的作用，并且对钢的表面 板具有高塑性、高强度的特点.这一过程称之为 质量无不良影响，成为替代或部分替代S的较理想合 相变诱导塑性(transfomation induced plasticit 金.但是，A完全替代S后会导致材强度降低，为了 RP.在汽车工业中，TRP钢板能够抵御撞击时 弥补这个不足，可以通过添加少量的来改善) 的塑性变形，保障了安全性，降低车重，减少油耗是 目前国内外学者对C-Mm-S-A1RP钢关注 汽车轻量化的首选材料，应用前景广阔。传统的 较多，而对C-Mn-AITRP钢与C-Mn-AHP IRP TRP钢多选用C-15Mn-L5Si哈金系I.由于高 钢研究甚少.鉴于此，笔者作了CM-A上PRP S量对冷轧钢板的表面质量有不利作用，不适合镀 钢的CC图，研究了连续冷却过程中相变的规律， 收稿日期：2009-10-12 基金项目：北京市科学技术委员会重大项目(N9D0701030700701):“十一五”国家科技支撑计划资助项目(NQ2006BA0306) 作者简介：张字光(1983一)，男，博士研究生：赵爱民(1962-)，男，教授，博士生导师，Ema1血0布@ma阿us业cm
第 32卷 第 5期 2010年 5月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.5 May2010 含磷 TRIP钢的 CCT图 张宇光 1) 赵爱民 1) 赵征志 1 ) 唐 荻 1) 李本海 2 ) 朱国森 2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院, 北京 100083 2) 首钢技术研究院, 北京 100041 摘 要 为了探索合金元素在 TRIP钢相变过程中的重要作用, 利用金相、显微硬度等方法研究了四种不同合金成分C--MnAl-PTRIP钢的 CCT图.结果表明:Al元素强烈地缩小奥氏体相区, 提高 Ac3 与 Ms;Al元素促使 CCT图左移和上移.P元素 能够阻碍碳化物生成, 当钢中 P质量分数达到 0.14%时, 能显著地将 CCT图中的珠光体区与贝氏体区右移;P元素对铁素体 相变和马氏体相变没有显著的影响.结果还显示出随着冷却速率的增加, 材料的显微硬度随之增加.对于每一种成分, 超过 其临界冷却速率时, 将得到完全的马氏体组织. 关键词 TRIP钢;连续冷却转变;铝;磷;显微硬度 分类号 TG151.3 ContinuouscoolingtransformationdiagramsofTRIPsteelswithphosphorus ZHANGYu-guang1) , ZHAOAi-min1) , ZHAOZheng-zhi1) , TANGDi1) , LIBen-hai2) , ZHUGuo-seng2) 1) MetallurgicalEngineeringResearchInstitute, UniversityofScienceandTechnologyBeijing, Beijing100083, China 2) ShougangResearchInstituteofTechnology, ShougangGroupCorporation, Beijing100041, China ABSTRACT Inordertoresearchtheeffectofalloyelementsonthephasetransformationoftransformation-inducedplasticity( TRIP) steels, continuouscoolingtransformation( CCT) diagramsoffourkindsofC-Mn-Al-PTRIPsteels, withdifferentaluminumcontents andwithorwithoutmicroalloyelementP, werestudiedbyusingopticalmicroscopyandmicrohardnessmeasurements.Almakesthe ferriteformingandpearliteformingtemperaturestotheleftside, andthebainiteformingandmartensiteformingtothehighertemperaturesofthediagram, asAlnarrowstheaustenitephaseregionstronglyandincreasestheAc3 pointandMspoint.Pcanreducethekineticsofcementiteprecipitation, andwhenitsmassfractionreaches0.14%, itcausesashiftofthepearliteformingandbainiteformingtemperaturestotherightsidesignificantly.However, Phasnosignificanteffectonferritetransformationandmartensitetransformation.Theresultsalsorevealthatthemicrohardnessincreasesasthecoolingrateincreases, andthemicrostructurewillbefullymartensiticwhenthecoolingratereachesthecriticalrateofthesteel. KEYWORDS TRIPsteel;continuouscoolingtransformation;aluminum;phosphorus;microhardness 收稿日期:2009--10--12 基金项目:北京市科学技术委员会重大项目 ( No.D07010300700701) ;“十一五”国家科技支撑计划资助项目( No.2006BAE03A06) 作者简介:张宇光 ( 1983— ), 男, 博士研究生;赵爱民 ( 1962— ), 男, 教授, 博士生导师, E-mail:aimin.zhao@mater.ustb.edu.cn TPIP钢是指将钢经过合理的合金化和热处理 工艺后, 使其在室温下, 组织中含有少量的残余奥氏 体, 在应力作用下, 残余奥氏体转变为马氏体, 使钢 板具有高塑性、高强度的特点 [ 1] .这一过程称之为 相 变 诱 导 塑 性 ( transformation-induced plasticity, TRIP) .在汽车工业中, TRIP钢板能够抵御撞击时 的塑性变形, 保障了安全性, 降低车重, 减少油耗, 是 汽车轻量化的首选材料, 应用前景广阔.传统的 TRIP钢多选用 C--1.5Mn--1.5Si合金系 [ 2] .由于高 Si量对冷轧钢板的表面质量有不利作用, 不适合镀 锌板的工业生产 [ 3] .因此, 国内外的研究者开始研 究用 Al替代 Si的 TRIP钢 [ 4--6] .Al元素由于具有与 Si相似的抑制渗碳体生成的作用, 并且对钢的表面 质量无不良影响, 成为替代或部分替代 Si的较理想合 金.但是, Al完全替代 Si后会导致材料强度降低, 为了 弥补这个不足, 可以通过添加少量的 P来改善 [ 7] . 目前国内外学者对 C--Mn--Si--AlTRIP钢关注 较多, 而对 C--Mn--AlTRIP钢与 C--Mn--Al--PTRIP 钢研究甚少 .鉴于此, 笔者作了 C--Mn--Al--PTRIP 钢的 CCT图, 研究了连续冷却过程中相变的规律, DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.05.019
。596 北京科技大学学报 第32卷 着重讨论了A和元素对相变行为的影响. (中4mX10mm.在利用DⅡ805热膨胀仪实验的 1实验方法 过程中，为了防止试样氧化，保持试样的真空度为 5×103Pa试样以10℃。s'的加热速率加热到完 实验钢的化学成分见表1 全奥氏体化温度1100℃保温3m9然后以不同的 表1实验钢的化学成分（质量分数） 冷却速率(0.51、3.5、10、15.20.30.4050℃·s1) Table 1 Chem ical composit ion of expermental steels% 冷却到室温.热处理后的试样用Ze iss Axjovert 编号 C Mn Al Si P 40MAI显微镜观察金相组织，用430SVD显微硬度 A6 0231.80 1200.05 0010 0006 计测量其维氏硬度 Pl 0241.85 120 0.06 005 0006 2结果与分析 P2 0241.82030 0.050092 0006 6 023 1.80123005 0140 0006 图1为热膨胀试样的金相组织，图2是实验钢 的静态CCT图，图3是各个成分热膨胀试样的显微 所有实验钢的S含量均非常低，为残留元素. 硬度.从图3可以看出，对于每一种成分，显微硬度 2钢的A含量很低，可以认为是C-Mn-P钢.6 都是随着冷却速率(y的升高而增加.对于A6钢， 钢为C-Mn-A钢.h与3钢为C-Mn-A上P钢. 当冷却速率较慢时，组织为铁素体十珠光体，硬度较 实验钢经过真空治炼后锻造，从锻坯上切取金相试 低：冷却速率稍快，组织为铁素体十贝氏体，硬度增 样(10m×10m×15mm)和热膨胀试样 加：冷却速率更快，组织为贝氏体十马氏体，硬度更 0.1mm 0.1mm 0.1mm 0.1 mm 0.1m 0.I mm 0.1mm 0.1 mm 0.1mm 0.1 mm 0.I mm 图1热膨胀试样的金相组织.（两61℃.(610℃·~：(9650℃：(dP1℃，：(9P110℃·：（手P 50℃.（号21℃.4(h210℃.-}(jP250℃.s4(j1℃.(310℃.：(）50C.I Fig1 Micpostucuresof he hemal dilarmety samples(两A61℃.；(610℃.-(9650C.s1,(dP1C·s1:(9 n10℃.*：(n50℃.5（两P21℃-5(210℃·*(250℃.*(）B1C.*4(内10℃.：（↓P 50℃.F1
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 着重讨论了 Al和 P元素对相变行为的影响. 1 实验方法 实验钢的化学成分见表 1. 表 1 实验钢的化学成分 (质量分数 ) Table1 Chemicalcompositionofexperimentalsteels % 编号 C Mn Al Si P S A6 0.23 1.80 1.20 0.05 0.010 0.006 P1 0.24 1.85 1.20 0.06 0.085 0.006 P2 0.24 1.82 0.30 0.05 0.092 0.006 P3 0.23 1.80 1.23 0.05 0.140 0.006 图 1 热膨胀试样的金相组织.( a) A6, 1℃·s-1;( b) A6, 10℃·s-1;( c) A6, 50℃·s-1 ;( d) P1, 1℃·s-1 ;( e) P1, 10℃·s-1 ;( f) P1, 50℃·s-1 ;( g) P2, 1℃·s-1;( h) P2, 10℃·s-1;( i) P2, 50℃·s-1;( j) P3, 1℃·s-1 ;( k) P3, 10℃·s-1 ;( l) P3, 50℃·s-1 Fig.1 Microstructuresofthethermaldilatometrysamples:(a) A6, 1℃·s-1 ;( b) A6, 10℃·s-1;( c) A6, 50℃·s-1 ;( d) P1, 1℃·s-1 ;( e) P1, 10℃·s-1 ;( f) P1, 50℃·s-1;( g) P2, 1℃·s-1;( h) P2, 10℃·s-1;( i) P2, 50℃·s-1;( j) P3, 1℃·s-1;(k) P3, 10℃·s-1 ;( l) P3, 50℃·s-1 所有实验钢的 Si含量均非常低, 为残留元素 . P2钢的 Al含量很低, 可以认为是 C--Mn--P钢.A6 钢为 C--Mn--Al钢.P1与 P3钢为 C--Mn--Al--P钢 . 实验钢经过真空冶炼后锻造, 从锻坯上切取金相试 样 ( 10 mm ×10 mm ×15 mm) 和 热 膨 胀 试 样 ( 4 mm×10 mm) .在利用 DIL805热膨胀仪实验的 过程中, 为了防止试样氧化, 保持试样的真空度为 5 ×10 -3 Pa.试样以 10 ℃·s -1的加热速率加热到完 全奥氏体化温度 1 100 ℃, 保温 3 min;然后以不同的 冷却速率 ( 0.5、1、3、5、10、15、20、30、40、50 ℃·s -1 ) 冷却到室温 .热 处理后 的试样 用 ZeissAxiovert 40MAT显微镜观察金相组织, 用 430SVD显微硬度 计测量其维氏硬度 . 2 结果与分析 图 1为热膨胀试样的金相组织, 图 2是实验钢 的静态 CCT图, 图 3是各个成分热膨胀试样的显微 硬度 .从图 3可以看出, 对于每一种成分, 显微硬度 都是随着冷却速率 ( v)的升高而增加 .对于 A6钢, 当冷却速率较慢时, 组织为铁素体 +珠光体, 硬度较 低;冷却速率稍快, 组织为铁素体 +贝氏体, 硬度增 加;冷却速率更快, 组织为贝氏体 +马氏体, 硬度更 · 596·
第5期 张宇光等：含磷TRP钢的CCT图 ·597° 高；当冷却速率非常快，能够得到全部的马氏体，硬 度最高.其他成分也都有类似的规律 1200 1200 (a) (b) 1000 1000 800 800 600 400 400 200 200 =50℃·4 10 =5T+ 4020 10 101 10 10 10 10 10 时间s 时间/ 1200 1200 1000 1000 Ac. 800 800 600 600 400 400 200 200 =50℃·s 402 =50℃s 10 10 10P 101 10 10 时间 时间A 图2实验用RP钢的静态CCT曲线.（两A6(Ph(9P2(4乃 Fg 2 Static CCT aurves ofexpermeaITRP steels (a SceelA (b StelPl;SteelP2 (d SteelP3 500 图4是由Themo-Ca软件计算得到的平衡相 450 -A6 图.可以看到，A元素是铁素体形成元素，强烈地缩 ●-PI 400 小奥氏体相区.文献[9指出，A元素高温下为铁 -P3 H 350 素体稳定元素，而低温下稳定奥氏体的能力很弱. 300 因此A元素的加入，强烈地提高材料的AS点与 250 M点.在CCT图上表现为将C曲线左移和上移. 200 由图5（马看到，2钢只有铁素体、贝氏体和马氏体 5 2557.510 50 .75 25 冷却速率（℃·s少 相变，6钢有铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体相 变.P元素降低C在铁素体中的活度，降低C在渗 图3实验钢的硬度曲线 Fig 3 Hardness pofile of experi ental steels 碳体中的活度，延缓渗碳体的析出7.由图5(b可 见，随着P含量的增多，珠光体相变逐渐被抑止，P 对比6钢与钢，在相同冷却速率下，后者 的质量分数达到0.14%，在冷却速率为05℃·s1 硬度较前者高.因为P有很强的固溶强化能力，仅 时，甚至不发生珠光体转变.贝氏体相变也随着P 次于C和N,所以钢硬度更高。在较低的冷却 含量的增多被抑止，俞德刚和王世道认为贝氏体 速率下，组织为铁素体十珠光体，由于P易在铁素 长大可以由类平衡切变长大模型来解释.这个模型 体中固溶，因此钢硬度明显高于6钢：而冷却 认为贝氏体相变过程是一个相变迁移和C扩散耦 速率较大时，特别是50℃。s时，组织均为马氏体 合的转变过程.贝氏体相变时，奥氏体靠近贝氏体 时，由于马氏体硬度较高，因此的固溶强化能力 相界一侧©浓度越来越高，但由于点阵切变应变能 就不能显著体现出来 的作用，C的化学位只能达到类平衡状态，因此当碳 3讨论 化物的形成被抑止时，只有将C从界面处扩散到远 处才能继续贝氏体相变.C的中温扩散需要一定时 在钢中加入合金元素可以改变钢的相变行为. 间，贝氏体相变速率也减缓，表现出贝氏体C曲线 因此，为了得到所需要的组织，就需要选择合适的热 右移.P元素对铁素体相变和马氏体相变没有显著 处理制度 的影响
第 5期 张宇光等:含磷 TRIP钢的 CCT图 高 ;当冷却速率非常快, 能够得到全部的马氏体, 硬 度最高.其他成分也都有类似的规律 . 图 2 实验用 TRIP钢的静态 CCT曲线.( a) A6;( b) P1;( c) P2;( d) P3 Fig.2 StaticCCTcurvesofexperimentalTRIPsteels:( a) SteelA6;( b) SteelP1;( c) SteelP2;( d) SteelP3 图 3 实验钢的硬度曲线 Fig.3 Hardnessprofileofexperimentalsteels 对比 A6钢与 P1钢, 在相同冷却速率下, 后者 硬度较前者高.因为 P有很强的固溶强化能力, 仅 次于 C和 N [ 8] , 所以 P1钢硬度更高.在较低的冷却 速率下, 组织为铁素体 +珠光体, 由于 P易在铁素 体中固溶, 因此 P1钢硬度明显高于 A6 钢;而冷却 速率较大时, 特别是 50 ℃·s -1时, 组织均为马氏体 时, 由于马氏体硬度较高, 因此 P的固溶强化能力 就不能显著体现出来 . 3 讨论 在钢中加入合金元素可以改变钢的相变行为 . 因此, 为了得到所需要的组织, 就需要选择合适的热 处理制度. 图 4是由 Thermo--Calc软件计算得到的平衡相 图.可以看到, Al元素是铁素体形成元素, 强烈地缩 小奥氏体相区.文献 [ 9] 指出, Al元素高温下为铁 素体稳定元素, 而低温下稳定奥氏体的能力很弱. 因此 Al元素的加入, 强烈地提高材料的 Ac3 点与 Ms点.在 CCT图上表现为将 C曲线左移和上移. 由图 5( a)看到, P2钢只有铁素体 、贝氏体和马氏体 相变, A6钢有铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体相 变.P元素降低 C在铁素体中的活度, 降低 C在渗 碳体中的活度, 延缓渗碳体的析出 [ 7] .由图 5( b)可 见, 随着 P含量的增多, 珠光体相变逐渐被抑止, P 的质量分数达到 0.14%, 在冷却速率为 0.5 ℃·s -1 时, 甚至不发生珠光体转变 .贝氏体相变也随着 P 含量的增多被抑止, 俞德刚和王世道 [ 10] 认为贝氏体 长大可以由类平衡切变长大模型来解释 .这个模型 认为贝氏体相变过程是一个相变迁移和 C扩散耦 合的转变过程 .贝氏体相变时, 奥氏体靠近贝氏体 相界一侧 C浓度越来越高, 但由于点阵切变应变能 的作用, C的化学位只能达到类平衡状态, 因此当碳 化物的形成被抑止时, 只有将 C从界面处扩散到远 处才能继续贝氏体相变 .C的中温扩散需要一定时 间, 贝氏体相变速率也减缓, 表现出贝氏体 C曲线 右移 .P元素对铁素体相变和马氏体相变没有显著 的影响. · 597·
。598 北京科技大学学报 第32卷 1400 950 (a) (b) 1209 1.奥氏体 1.渗碳体 2.渗碳体 850 2.奥氏体 33 3.铁索体 3.铁索体 1 3 三8nn 三750l 600 650 400- 2006 0.2 0.40.60.8 1.01.2 55002040.60.81.01.2 r(C/保 w(C% 图4A6(a与P2钢（的平衡相图 Fg4 Eqquilibrium Phase diagrams of SteelA6 (a)and Stel P2 (b) 1200 1200 a b 1000 1000 800 —A6 A6 600 -2 600 —P3 400 400 M 200 200 =50℃+*1 402 10 =50℃ 10 101 10 103 10 10 10P10 时间s 时间s 图56钢与P2PB钢对比的静态CCT曲线.（西6和P2(6和3 Fig 5 Smtic CCT curves of SteelA6 compared with Skeelp and Steel P3(a SteelA6 and SteelP (b SteelA6 and Steel P3 edmultPhase steels ISIJ Int 2001 41(9):1061 4结论 4 SrivastaaAK BhattacharjeeD JhaG et al Microstucture and m echan ica l charac serization of CMnAlSi ook olled TR P_a ded (1)随着冷却速率的增加，材料的显微硬度随 sweel Mater SciEng A 2007.445/446 549 之增加.对于每一种成分，超过其临界冷却速率时 I5 De MeyerM Vanderschueren D De Coman BC The nfluence 将得到完全的马氏体组织. of the substitution of Si by Al on the properties of ool olled C (2)A元素强烈地缩小奥氏体相区，提高AS MnSiTRIP stee ISU ht 1999 39(8):813 与MsA元素促使CCI图左移和上移. Suh DW.Pak S J OhC et al Influence of pantial replace ment of Si by Al on the change ofphase fmction during heat teat (3)P元素能够阻碍碳化物的生成，当钢中P ment of TR P seels Scrpta Mater 2007 57(12):1097 质量分数达到014%时，能显著地将CCT图中的珠 7 Cooman D BC Stucturepropenties relationsp n TR P steels 光体区与贝氏体区右移.元素对铁素体相变和马 containing carbie free banite Cur opin Solid Sta teMa ter Sci 氏体相变没有显著影响. 20048(3):285 8 Merg Y J Guan X Metal kgraphy and Heat treament Beijng 参考文献 Meau图Industry Pre52D08 I]Zackav V E PaterER FahrD D et al The enhancement of (孟延军，关昕.金属学及热处理.北京：治金工业出版社， 2008) ductilit in high stergth stee ls TmansA 1967.60(2):252 I9 Shil.Themalyna ics ofAlbys Beijng ChinaMachine Press [2 Sankaran$StbraanyaSV KauhkV etal Themonechani 1992 cal prooessing and characteriza tion of multi phase m icrostruc mes (石霖.合金热力学.北京：机械工业出版社，1992) in a V bearingmedim carlon micpalbyed steel JMater Prooes 【10 Yu D G Wag S D The Theory of Banite Transpmat知 Technol200313962 Shanghai Shanghai JiaoongUniversit Press 1998 【3到 JacquesP J Harket Ph GiraultE et al The develcpments of (俞德刚，王世道。贝氏体相变理论。上海：上海交通大学出 cold rolled TR P_assisted multphase steels bw silicon TR IP assis 版社，1998)
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 图 4 A6( a)与 P2钢 (b)的平衡相图 Fig.4 EquilibriumphasediagramsofSteelA6 (a) andSteelP2 ( b) 图 5 A6钢与 P2、P3钢对比的静态 CCT曲线.( a) A6和 P2;( b) A6和 P3 Fig.5 StaticCCTcurvesofSteelA6 comparedwithSteelP2 andSteelP3:( a) SteelA6 andSteelP2;( b) SteelA6 andSteelP3 4 结论 ( 1) 随着冷却速率的增加, 材料的显微硬度随 之增加 .对于每一种成分, 超过其临界冷却速率时, 将得到完全的马氏体组织 . ( 2) Al元素强烈地缩小奥氏体相区, 提高 Ac3 与 Ms.Al元素促使 CCT图左移和上移. ( 3) P元素能够阻碍碳化物的生成, 当钢中 P 质量分数达到 0.14%时, 能显著地将 CCT图中的珠 光体区与贝氏体区右移.P元素对铁素体相变和马 氏体相变没有显著影响. 参 考 文 献 [ 1] ZackayVF, ParkerER, FahrDD, etal.Theenhancementof ductilityinhighstrengthsteels.TransASM, 1967, 60( 2) :252 [ 2] SankaranS, SubramanyaSV, KaushikV, etal.Thermomechanicalprocessingandcharacterizationofmultiphasemicrostructures inaVbearingmediumcarbonmicroalloyedsteel.JMaterProcess Technol, 2003, 139:642 [ 3] JacquesPJ, HarletPh, GiraultE, etal.Thedevelopmentsof cold-rolledTRIP-assistedmultiphasesteels-lowsiliconTRIP-assistedmultiphasesteels.ISIJInt, 2001, 41( 9) :1061 [ 4] SrivastavaAK, BhattacharjeeD, JhaG, etal.Microstructureand mechanicalcharacterizationofC-Mn-Al-Sicold-rolledTRIP-aided steel.MaterSciEngA, 2007, 445/446:549 [ 5] DeMeyerM, VanderschuerenD, DeCoomanBC.Theinfluence ofthesubstitutionofSibyAlonthepropertiesofcoldrolledCMn-SiTRIPsteels.ISIJInt, 1999, 39 ( 8) :813 [ 6] SuhDW, ParkSJ, OhCS, etal.InfluenceofpartialreplacementofSibyAlonthechangeofphasefractionduringheattreatmentofTRIPsteels.ScriptaMater, 2007, 57 ( 12) :1097 [ 7] CoomanDBC.Structure-propertiesrelationshipinTRIPsteels containingcarbide-freebainite.CurrOpinSolidStateMaterSci, 2004, 8( 3 ) :285 [ 8] MengYJ, GuanX.MetallographyandHeat-treatment.Beijing: MetallurgyIndustryPress, 2008 (孟延军, 关昕.金属学及热处理.北京:冶金工业出版社, 2008 ) [ 9] ShiL.ThermodynamicsofAlloys.Beijing:ChinaMachinePress, 1992 (石霖.合金热力学.北京:机械工业出版社, 1992) [ 10] YuD G, WangSD.TheTheoryofBainiteTransformation. Shanghai:ShanghaiJiaotongUniversityPress, 1998 (俞德刚, 王世道.贝氏体相变理论.上海:上海交通大学出 版社, 1998) · 598·
