D0L:10.13374/.issn1001-053x.2012.09.006 第34卷第9期 北京科技大学学报 Vol.34 No.9 2012年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2012 控轧控冷TRP钢的微观相组成及其与力学性能的 关系 米振莉陈美芳李志超⑧江海涛张明明 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:lizhichaol225@tom.com 摘要采用电子背散射衍射技术等实验方法，研究了控轧控冷工艺制备的铌钒微合金化C-MSi系热轧TRP钢的显微组 织及相组成，并分析了与其对应的力学性能.奥氏体轧制过程中的热变形及随后的冷却工艺对最终各相组织的形貌、大小和 分布都有直接影响，并决定TRP钢最终的力学性能.对TRP钢卷取温度的模拟结果显示，与450和350℃模拟卷取温度相 比，400℃模拟卷取温度能使该钢获得更好的综合力学性能. 关键词TRP钢；控轧：控冷：显微组织：相组成 分类号TG335.3 Phase composition of controlled rolling and cooling TRIP steel and its relation- ship with mechanical properties MI Zhen-i,CHEN Mei-fang,LI Zhi-chao,JIANG Hai-tao,ZHANG Ming-ming Metallurgical Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lizhichaol225@tom.com ABSTRACT The microstructure,phase composition and mechanical properties of hot rolled C-Mn-Si transformation-induced plastici- ty (TRIP)steel which was low-alloyed with Nb and V were investigated by means of electron back scatter diffraction (EBSD).It is found that the deformation of austenite by hot rolling and the cooling process followed has direct impact on the microstructure concerning the shape,size,and distribution of ferrite,bainite and retained austenite,which determines the ultimate mechanical properties of the TRIP steel.The simulated results for coiling temperature of the TRIP steel show that the hot strips coiled at 400C obtain the best com- prehensive mechanical properties compared to those coiled at 450 and 350 C. KEY WORDS TRIP steel:controlled rolling;controlled cooling:microstructure,phase composition 近年来，具有高强度、高塑性的汽车用TRP钢 成分起伏以及亚稳相的机械稳定性. 引起了人们的广泛关注，铁素体、贝氏体和残余奥氏 为了进一步研究TRP钢的微观结构对其力学 体三相组织的良好配合很好的保证了TP钢的综 性能的影响，需要更加准确地区分TRP钢中各相 合力学性能.组织中残余奥氏体体积分数在5%~ 组织，分析各相组织的体积分数、形貌、大小、分布及 15%,并在一定的应力作用下发生了马氏体转变，导 其他属性.本文利用TRP钢的彩色金相、电子背散 致相变强化和塑性增长.Bleck等O研究了TRP钢 射衍射(EBSD)相区分图计算了各相组织的体积分 中显微组织和TIP钢的力学性能之间的关系，认 数，分析了其组织的形貌、大小及分布，并最终描述 为TRIP钢的力学性能取决于钢中各相的晶粒尺寸 了三相组织与控轧控冷TRP钢力学性能的对应 和体积分数、硬质相和软质相的硬化率、局部的化学 关系 收稿日期：201107-12 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50804005)
第 34 卷 第 9 期 2012 年 9 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 9 Sep． 2012 控轧 控 冷 TRIP 钢的微观相组成及其与力学性能的 关系 米振莉 陈美芳 李志超 江海涛 张明明 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: lizhichao1225@ tom． com 摘 要 采用电子背散射衍射技术等实验方法，研究了控轧控冷工艺制备的铌钒微合金化 C--Mn--Si 系热轧 TRIP 钢的显微组 织及相组成，并分析了与其对应的力学性能． 奥氏体轧制过程中的热变形及随后的冷却工艺对最终各相组织的形貌、大小和 分布都有直接影响，并决定 TRIP 钢最终的力学性能． 对 TRIP 钢卷取温度的模拟结果显示，与 450 和 350 ℃ 模拟卷取温度相 比，400 ℃模拟卷取温度能使该钢获得更好的综合力学性能． 关键词 TRIP 钢; 控轧; 控冷; 显微组织; 相组成 分类号 TG335． 3 Phase composition of controlled rolling and cooling TRIP steel and its relationship with mechanical properties MI Zhen-li，CHEN Mei-fang，LI Zhi-chao ，JIANG Hai-tao，ZHANG Ming-ming Metallurgical Engineering Research Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: lizhichao1225@ tom． com ABSTRACT The microstructure，phase composition and mechanical properties of hot rolled C-Mn-Si transformation-induced plasticity ( TRIP) steel which was low-alloyed with Nb and V were investigated by means of electron back scatter diffraction ( EBSD) ． It is found that the deformation of austenite by hot rolling and the cooling process followed has direct impact on the microstructure concerning the shape，size，and distribution of ferrite，bainite and retained austenite，which determines the ultimate mechanical properties of the TRIP steel． The simulated results for coiling temperature of the TRIP steel show that the hot strips coiled at 400 ℃ obtain the best comprehensive mechanical properties compared to those coiled at 450 and 350 ℃ ． KEY WORDS TRIP steel; controlled rolling; controlled cooling; microstructure，phase composition 收稿日期: 2011--07--12 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50804005) 近年来，具有高强度、高塑性的汽车用 TRIP 钢 引起了人们的广泛关注，铁素体、贝氏体和残余奥氏 体三相组织的良好配合很好的保证了 TRIP 钢的综 合力学性能． 组织中残余奥氏体体积分数在 5% ～ 15% ，并在一定的应力作用下发生了马氏体转变，导 致相变强化和塑性增长． Bleck 等［1］研究了 TRIP 钢 中显微组织和 TRIP 钢的力学性能之间的关系，认 为 TRIP 钢的力学性能取决于钢中各相的晶粒尺寸 和体积分数、硬质相和软质相的硬化率、局部的化学 成分起伏以及亚稳相的机械稳定性． 为了进一步研究 TRIP 钢的微观结构对其力学 性能的影响，需要更加准确地区分 TRIP 钢中各相 组织，分析各相组织的体积分数、形貌、大小、分布及 其他属性． 本文利用 TRIP 钢的彩色金相、电子背散 射衍射( EBSD) 相区分图计算了各相组织的体积分 数，分析了其组织的形貌、大小及分布，并最终描述 了三相组织与控轧控冷 TRIP 钢力学性能的对应 关系． DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.09.006
·1024· 北京科技大学学报 第34卷 ZEISS SUPRA55型场发射扫描电镜配备的HKL 1实验材料及方法 Channel5电子背散射衍射系统对微区进行取向成 实验钢采用50kg真空中频感应炉冶炼，化学成 像分析. 分（质量分数）为：C0.10%~0.20%,Si1.0%~ 依照国标GB/T228一2002在热轧板轧向切取 2.0%,Mn1.0%~2.0%,Nb、V适量，余量为铁.将 50mm标距的拉伸试样，以2mm'min-的拉伸速度 铸锭锻造并加工成规格为30mm×80mm×90mm的 在室温下进行拉伸实验 锻坯.将锻坯经六道次热轧成厚度为4mm的薄板，钢 2实验结果与分析 坯加热温度、开轧温度和终轧温度分别为1200、1150 和850℃.试样钢终轧后以50℃·s的冷速水冷至750 2.1微观组织 ℃，随后空冷至680℃，然后以100℃·s-1的冷速分别水 实验TRP钢的显微组织如图1和图2所示，其 冷至400、450和350℃，随后模拟卷取. 最终组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体三相组织. 实验钢经De等回研制的一种试剂侵蚀后，可 根据实验钢电子背散射衍射(EBSD)相区分图（图 在光学显微镜(OM)下进行彩色金相组织观察.将 1(a)),用ImageTool软件计算实验钢铁素体(F)、贝 样品用砂纸研磨后在电解液(20%高氯酸+10%甘 氏体(B)及残余奥氏体(Ar)的体积分数，结果如表 油+70%乙醇，体积分数)中进行电解抛光，随后用 1所示. 20m 404m 图14O0℃模拟卷取实验钢显微组织.(a)电子背散射衍射相区分图：(b)电子背散射衍射衬度图：(c)彩色金相 Fig.1 Microstructures of the experimental steel coiled at 400C:(a)color-coded phase map of EBSD:(b)band contrast map of EBSD:(c)color metallography (b) 20 um 图2不同温度模拟卷取实验钢背散射衍射相区分图.(a)450℃：(b)350℃ Fig.2 Color-coded phase map of EBSD at different simulated coiling temperatures:(a)450C:(b)350 C 表1TRP钢组织体积分数及力学性能 Table 1 Constituents'volume fractions and mechanical properties of the experimental steels 体积分数/% 实验钢力学性能 卷取温度/ 试样 残余 屈服强度， 抗拉强度， 延伸率， 强塑积/ 屈强比， ℃ 铁素体 贝氏体 奥氏体 /MPa 1/MPa A/% (MPa%) 0./0 1# 400 62.7 30.0 7.3 595 791 31.5 24917 0.752 2 450 60.8 28.7 10.5 521 852 29.6 25219 0.612 3# 350 58.3 39.2 2.5 603 884 22.8 20155 0.682
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 1 实验材料及方法 实验钢采用50 kg 真空中频感应炉冶炼，化学成 分( 质量分数) 为: C 0. 10% ～ 0. 20% ，Si 1. 0% ～ 2. 0% ，Mn 1. 0% ～ 2. 0% ，Nb、V 适量，余量为铁． 将 铸锭锻造并加工成规格为 30 mm × 80 mm × 90 mm 的 锻坯． 将锻坯经六道次热轧成厚度为 4 mm 的薄板，钢 坯加热温度、开轧温度和终轧温度分别为 1 200、1 150 和 850℃． 试样钢终轧后以50℃·s －1 的冷速水冷至750 ℃，随后空冷至680℃，然后以100℃·s －1 的冷速分别水 冷至400、450 和350 ℃，随后模拟卷取． 实验钢经 De 等［2］研制的一种试剂侵蚀后，可 在光学显微镜( OM) 下进行彩色金相组织观察． 将 样品用砂纸研磨后在电解液( 20% 高氯酸 + 10% 甘 油 + 70% 乙醇，体积分数) 中进行电解抛光，随后用 ZEISS SUPRA55 型场发射扫描电镜配备的 HKL Channel 5 电子背散射衍射系统对微区进行取向成 像分析． 依照国标 GB /T228—2002 在热轧板轧向切取 50 mm 标距的拉伸试样，以 2 mm·min － 1 的拉伸速度 在室温下进行拉伸实验． 2 实验结果与分析 2. 1 微观组织 实验 TRIP 钢的显微组织如图 1 和图 2 所示，其 最终组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体三相组织． 根据实验钢电子背散射衍射( EBSD) 相区分图 ( 图 1( a) ) ，用 ImageTool 软件计算实验钢铁素体( F) 、贝 氏体( B) 及残余奥氏体( Ar) 的体积分数，结果如表 1 所示． 图 1 400 ℃模拟卷取实验钢显微组织． ( a) 电子背散射衍射相区分图; ( b) 电子背散射衍射衬度图; ( c) 彩色金相 Fig． 1 Microstructures of the experimental steel coiled at 400 ℃ : ( a) color-coded phase map of EBSD; ( b) band contrast map of EBSD; ( c) color metallography 图 2 不同温度模拟卷取实验钢背散射衍射相区分图． ( a) 450 ℃ ; ( b) 350 ℃ Fig． 2 Color-coded phase map of EBSD at different simulated coiling temperatures: ( a) 450 ℃ ; ( b) 350 ℃ 表 1 TRIP 钢组织体积分数及力学性能 Table 1 Constituents' volume fractions and mechanical properties of the experimental steels 试样 卷取温度/ ℃ 体积分数/% 实验钢力学性能 铁素体 贝氏体 残余 奥氏体 屈服强度， σs /MPa 抗拉强度， σb /MPa 延伸率， A /% 强塑积/ ( MPa·% ) 屈强比， σs /σb 1# 400 62. 7 30. 0 7. 3 595 791 31. 5 24 917 0. 752 2# 450 60. 8 28. 7 10. 5 521 852 29. 6 25 219 0. 612 3# 350 58. 3 39. 2 2. 5 603 884 22. 8 20 155 0. 682 ·1024·
第9期 米振莉等：控轧控冷TP钢的微观相组成及其与力学性能的关系 ·1025· 热轧TRP钢中的铁素体均为多边形铁素体 温下能稳定存在的富碳奥氏体，仅靠两相区的富碳 从1实验钢的反极图取向成像(IP℉)图（图3(a)) 过程是远远不够的.因此，在两相区形成足够量 中可以看出，单个铁素体品粒尺寸较大，内部基本没 的铁素体后，需将实验钢快冷到贝氏体区滞留足够 有色差，说明其内位错密度极低，晶粒内部基本没有 长时间，以获得一定量的贝氏体组织，使残余奥氏体 畸变.同时，铁素体晶粒尺寸远大于贝氏体和残余 二次富碳.在贝氏体区，铁原子无扩散转变使得贝 奥氏体的晶粒尺寸.这种位错密度极低铁素体组织 氏体板条内的位错密度增加（图1(a)贝氏体区存 的获得是与实验钢热处理工艺相关的，奥氏体晶粒 在的大量小角度晶界、图3(a)中带颜色的相为贝 经轧制后由于形变而积累了大量位错，之后通过动 氏体铁素体的体心立方相，贝氏体铁素体晶内的略 态相变及再结晶来释放储存能.在两相区铁素体的 小色差都说明其内部位错密度较大)，残余奥氏体周围 长大是一个碳的长程扩散过程，不同热处理方式将 的流体静压力增大，使得残余的奥氏体机械稳定性增 会获得不同晶粒尺寸的铁素体组织，同时也会影响 加.另外，贝氏体的形成过程中，残余奥氏体进一步富 未转变奥氏体的含碳量同，本研究的实验钢在两相 碳，保证了残余奥氏体的化学稳定性.需要进一步说明 区慢冷，获得了位错密度极低的铁素体组织 的是，为了避免残余奥氏体在随后的工序中由于富碳 实验钢样品中所形成的贝氏体均为板条状贝氏 不足而转变成马氏体，快冷到贝氏体转变区后，要进行 体.为了使实验钢的最终组织中含有一定量的在室 模拟卷取或保温足够的时间后冷却到室温。 (b) B 20m 20m 图3400℃模拟卷取实验钢反极图取向成像图.(a)体心立方相：(b)面心立方相 Fig.3 IPF map of the sample at the coiling temperature of 400C:(a)BCC phase:(b)FCC phase 残余奥氏体对TRP钢性能的影响取决于其体 奥氏体富碳，冷却时将保存到室温. 积分数及稳定性.为使强度和塑性同步增加，残余 从残余奥氏体的形貌、大小和分布来看，只要同 奥氏体必须有足够的稳定性，以实现渐进式转变，一 时获得其力学稳定性和化学稳定性，未转变奥氏体 方面强化基体，另一方面提高延伸率.残余奥氏体 就能残留到室温.保留到贝氏体转变区间的未转变 的稳定性分为化学稳定性和力学稳定性，前者受残 奥氏体的晶内、晶间贫碳是形成贝氏体的条件之一， 余奥氏体中的C含量所控制，后者主要与奥氏体的 贝氏体的存在区域不局限于奥氏体品间.图3(b) 形貌、晶粒尺寸和分布等诸多因素相关因.从图3 中观察到两个较小的贝氏体晶粒位于残余奥氏体内 (b)中可以看到，残余奥氏体以片层状或岛状存在 部，如图中B所示位置.因此认为贝氏体只在未转 于铁素体品界处（位置1）、贝氏体板条间（位置2） 变奥氏体晶间形成的认识是有待斟酌的 以及贝氏体一铁素体晶界处（位置3）.具体地说，位 2.2力学性能 于铁素体晶界处的残余奥氏体晶粒较小，均以多边 实验钢的力学性能如表1所示.将经典的加工 形的形式同时与多个铁素体晶粒相邻：位于贝氏体 硬化指数Hollomon公式c=Ks"两边取对数并微 板条间的残余奥氏体也较为细小；但位于铁素体及 分得出n=do,用来描述变形过程中的应变硬 贝氏体之间的残余奥氏体晶粒最大，其晶界与铁素 d(Ine) 体晶粒的晶界重合度大，大多为长条形 化行为，其中σ为真应力，ε为真应变，K为强度系 另外，与贝氏体相邻的铁素体晶粒较其他铁素 数，n为应变硬化指数.由于塑性形变过程中TP 体晶粒普遍偏大.Zaefferer等同认为，当温度快冷 钢中的残余奥氏体要发生马氏体相变，产生体积膨 到贝氏体转变区间时，未转变的奥氏体并不会立刻 胀，压迫周围的铁素体基体，产生新的位错而使 向贝氏体转变，而首先是未转变奥氏体与其相邻铁 TRP钢加工硬化率发生变化，因此TRP效应决定 素体的晶界向未转变的奥氏体晶内推移，同时进行 TRP钢的瞬时n值特征.实验钢的应变硬化指 碳扩散.当未转变奥氏体晶内因晶界推移而形成的 数n值随真应变的关系如图4所示.TRP钢组织中 位错增加到一定程度，积累了一定畸变能时，Y→α 残余奥氏体相变时伴随的TRP效应能提高瞬时n 转变开始，碳进一步向未转变奥氏体扩散.未转变 值，1"和2实验钢残余奥氏体含量相对较多，因此瞬
第 9 期 米振莉等: 控轧控冷 TRIP 钢的微观相组成及其与力学性能的关系 热轧 TRIP 钢中的铁素体均为多边形铁素体． 从 1# 实验钢的反极图取向成像( IPF) 图 ( 图 3( a) ) 中可以看出，单个铁素体晶粒尺寸较大，内部基本没 有色差，说明其内位错密度极低，晶粒内部基本没有 畸变． 同时，铁素体晶粒尺寸远大于贝氏体和残余 奥氏体的晶粒尺寸． 这种位错密度极低铁素体组织 的获得是与实验钢热处理工艺相关的，奥氏体晶粒 经轧制后由于形变而积累了大量位错，之后通过动 态相变及再结晶来释放储存能． 在两相区铁素体的 长大是一个碳的长程扩散过程，不同热处理方式将 会获得不同晶粒尺寸的铁素体组织，同时也会影响 未转变奥氏体的含碳量［3］． 本研究的实验钢在两相 区慢冷，获得了位错密度极低的铁素体组织． 实验钢样品中所形成的贝氏体均为板条状贝氏 体． 为了使实验钢的最终组织中含有一定量的在室 温下能稳定存在的富碳奥氏体，仅靠两相区的富碳 过程是远远不够的［4］． 因此，在两相区形成足够量 的铁素体后，需将实验钢快冷到贝氏体区滞留足够 长时间，以获得一定量的贝氏体组织，使残余奥氏体 二次富碳． 在贝氏体区，铁原子无扩散转变使得贝 氏体板条内的位错密度增加 ( 图 1( a) 贝氏体区存 在的大量小角度晶界、图 3( a) 中带颜色的相为贝 氏体铁素体的体心立方相，贝氏体铁素体晶内的略 小色差都说明其内部位错密度较大) ，残余奥氏体周围 的流体静压力增大，使得残余的奥氏体机械稳定性增 加． 另外，贝氏体的形成过程中，残余奥氏体进一步富 碳，保证了残余奥氏体的化学稳定性． 需要进一步说明 的是，为了避免残余奥氏体在随后的工序中由于富碳 不足而转变成马氏体，快冷到贝氏体转变区后，要进行 模拟卷取或保温足够的时间后冷却到室温． 图 3 400 ℃模拟卷取实验钢反极图取向成像图． ( a) 体心立方相; ( b) 面心立方相 Fig． 3 IPF map of the sample at the coiling temperature of 400 ℃ : ( a) BCC phase; ( b) FCC phase 残余奥氏体对 TRIP 钢性能的影响取决于其体 积分数及稳定性． 为使强度和塑性同步增加，残余 奥氏体必须有足够的稳定性，以实现渐进式转变，一 方面强化基体，另一方面提高延伸率． 残余奥氏体 的稳定性分为化学稳定性和力学稳定性，前者受残 余奥氏体中的 C 含量所控制，后者主要与奥氏体的 形貌、晶粒尺寸和分布等诸多因素相关［5］． 从图 3 ( b) 中可以看到，残余奥氏体以片层状或岛状存在 于铁素体晶界处( 位置 1) 、贝氏体板条间( 位置 2) 以及贝氏体--铁素体晶界处( 位置 3) ． 具体地说，位 于铁素体晶界处的残余奥氏体晶粒较小，均以多边 形的形式同时与多个铁素体晶粒相邻; 位于贝氏体 板条间的残余奥氏体也较为细小; 但位于铁素体及 贝氏体之间的残余奥氏体晶粒最大，其晶界与铁素 体晶粒的晶界重合度大，大多为长条形． 另外，与贝氏体相邻的铁素体晶粒较其他铁素 体晶粒普遍偏大． Zaefferer 等［3］认为，当温度快冷 到贝氏体转变区间时，未转变的奥氏体并不会立刻 向贝氏体转变，而首先是未转变奥氏体与其相邻铁 素体的晶界向未转变的奥氏体晶内推移，同时进行 碳扩散． 当未转变奥氏体晶内因晶界推移而形成的 位错增加到一定程度，积累了一定畸变能时，γ→αb 转变开始，碳进一步向未转变奥氏体扩散． 未转变 奥氏体富碳，冷却时将保存到室温． 从残余奥氏体的形貌、大小和分布来看，只要同 时获得其力学稳定性和化学稳定性，未转变奥氏体 就能残留到室温． 保留到贝氏体转变区间的未转变 奥氏体的晶内、晶间贫碳是形成贝氏体的条件之一， 贝氏体的存在区域不局限于奥氏体晶间． 图 3( b) 中观察到两个较小的贝氏体晶粒位于残余奥氏体内 部，如图中 B 所示位置． 因此认为贝氏体只在未转 变奥氏体晶间形成的认识是有待斟酌的． 2. 2 力学性能 实验钢的力学性能如表 1 所示． 将经典的加工 硬化指数 Hollomon 公式［6］ σ = Kεn 两边取对数并微 分得出 n = d( lnσ) d( lnε) ，用来描述变形过程中的应变硬 化行为，其中 σ 为真应力，ε 为真应变，K 为强度系 数，n 为应变硬化指数． 由于塑性形变过程中 TRIP 钢中的残余奥氏体要发生马氏体相变，产生体积膨 胀，压迫周围的铁素体基体，产生新的位错而使 TRIP 钢加工硬化率发生变化，因此 TRIP 效应决定 TRIP 钢的瞬时 n 值特征［7］． 实验钢的应变硬化指 数 n 值随真应变的关系如图 4 所示． TRIP 钢组织中 残余奥氏体相变时伴随的 TRIP 效应能提高瞬时 n 值，1# 和 2# 实验钢残余奥氏体含量相对较多，因此瞬 ·1025·
·1026* 北京科技大学学报 第34卷 时n值最高.1"实验钢的瞬时n值在应变开始的很 远处所采集的电子背散射衍射取向成像图.对比图 长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值；而2实 5中各图，并结合图1(a),可以看出，位于贝氏体板 验钢的瞬时值却在应变早期就达到了最大值，之 条间的长条状及较大的多边形残余奥氏体、铁素体 后较为缓慢的下降：3"实验钢的瞬时n值峰值出现 间较大的残余奥氏体、铁素体及贝氏体晶界处的残 在最开始，之后随着真应变变化缓慢下降，整体一直 余奥氏体已基本转变成马氏体，只有少量的位于贝 处于较低的水平. 氏体板条之间、铁素体晶间的多边形细小残余奥氏 0.30 体未发生转变.在2"及3实验钢的电子背散射衍射 0.27 取向成像图中也观察到了类似的结果.从残余奥氏 0.24 体这个角度来看，如图1(a)、图2(a)及2(b),残奥 0.21 的分布位置基本上没有区别：另外，三种实验钢均采 0.18 用模拟卷取工艺，虽然模拟卷取的温度不一样，但碳 0.12 3 的扩散时间都是非常充足的，因此三种实验钢中的 0.095* 残余奥氏体都能残留到室温而不发生马氏体转变. 006f 不同的是残余奥氏体的量有所区别，2”实验钢中的 0.03 残余奥氏体量最多，但其延伸率却比1·实验钢的延 060.030.060.090.120.150.180.210.24 真应变 伸率差.这说明热轧TRP钢的塑性并不单由残余 图4实验钢的n值随真应变变化曲线 奥氏体的含量来决定，与三相组织的配合亦有很大 Fig.4 Change of strain-hardening coefficient n with true strain for 关系 the experimental steels Zaefferer等周指出，高的贝氏体转变温度将导 2.3相组成与力学性能关系 致贝氏体铁素体中的位错密度降低，软化铁素体板 TRP钢的高强度来自于马氏体、贝氏体和合金 条，从本实验的相区分图结果也证实了这一点.由 元素固溶强化的共同贡献，高塑性依赖于残余奥氏 表1可以看出，1实验钢的屈服强度低于3”实验钢， 体、贝氏体和铁素体三相组织的优势互补，优异的性 高于2"实验钢，抗拉强度均低于2"和3实验钢，但 能与三相组织的联合作用有关图.由于三个样品是 是延伸率明显高于其他两种实验钢.在只有卷取温 同一炉真空治炼，故其化学成分是一样的，可以排除 度不同的情况下，贝氏体铁素体的含碳量与奥氏体 合金元素所导致的力学性能差异.卷取条件是影响 的含量成反比，3实验钢中奥氏体含量最少，贝氏体 热轧TP钢的重要因素之一⑨.因卷取温度不同， 铁素体的含碳量较高，因此提高了贝氏体铁素体的 1·、2"实验钢都获得了高的抗拉强度与极好的延伸 强度，获得了较高的屈服及抗拉强度，但同时也影响 率，而3实验钢的综合力学性能较差 了延伸率值，3"实验钢延伸率较低.2”实验钢强塑 图5为1"实验钢拉伸断口处及离拉伸断口略 积高于3实验钢，这是由于2”实验钢中存在大量的 (a) d 20m 20m 图5400℃模拟卷取样品拉伸断口电子背散射衍射处理结果.(a)相区分图：(b)反极图取向成像图：(c)衬度图：()相邻试样相区分图： ()相邻试样反极图取向成像图 Fig.5 EBSD results of tensile fracture samples at the coiling temperature of 400 C:(a)color-coded phase map;(b)IPF map:(c)band contrast map:(d)color-coded phase map of the adjacent sample:(IPF map of the adjacent sample
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 时 n 值最高． 1# 实验钢的瞬时 n 值在应变开始的很 长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值; 而 2# 实 验钢的瞬时 n 值却在应变早期就达到了最大值，之 后较为缓慢的下降; 3# 实验钢的瞬时 n 值峰值出现 在最开始，之后随着真应变变化缓慢下降，整体一直 处于较低的水平． 图 4 实验钢的 n 值随真应变变化曲线 Fig． 4 Change of strain-hardening coefficient n with true strain for the experimental steels 图 5 400 ℃模拟卷取样品拉伸断口电子背散射衍射处理结果 . ( a) 相区分图; ( b) 反极图取向成像图; ( c) 衬度图; ( d) 相邻试样相区分图; ( e) 相邻试样反极图取向成像图 Fig． 5 EBSD results of tensile fracture samples at the coiling temperature of 400 ℃ : ( a) color-coded phase map; ( b) IPF map; ( c) band contrast map; ( d) color-coded phase map of the adjacent sample; ( e) IPF map of the adjacent sample 2. 3 相组成与力学性能关系 TRIP 钢的高强度来自于马氏体、贝氏体和合金 元素固溶强化的共同贡献，高塑性依赖于残余奥氏 体、贝氏体和铁素体三相组织的优势互补，优异的性 能与三相组织的联合作用有关［8］． 由于三个样品是 同一炉真空冶炼，故其化学成分是一样的，可以排除 合金元素所导致的力学性能差异． 卷取条件是影响 热轧 TRIP 钢的重要因素之一［9］． 因卷取温度不同， 1# 、2# 实验钢都获得了高的抗拉强度与极好的延伸 率，而 3# 实验钢的综合力学性能较差． 图 5 为 1# 实验钢拉伸断口处及离拉伸断口略 远处所采集的电子背散射衍射取向成像图． 对比图 5 中各图，并结合图 1( a) ，可以看出，位于贝氏体板 条间的长条状及较大的多边形残余奥氏体、铁素体 间较大的残余奥氏体、铁素体及贝氏体晶界处的残 余奥氏体已基本转变成马氏体，只有少量的位于贝 氏体板条之间、铁素体晶间的多边形细小残余奥氏 体未发生转变． 在 2# 及 3# 实验钢的电子背散射衍射 取向成像图中也观察到了类似的结果． 从残余奥氏 体这个角度来看，如图 1( a) 、图 2( a) 及 2( b) ，残奥 的分布位置基本上没有区别; 另外，三种实验钢均采 用模拟卷取工艺，虽然模拟卷取的温度不一样，但碳 的扩散时间都是非常充足的，因此三种实验钢中的 残余奥氏体都能残留到室温而不发生马氏体转变． 不同的是残余奥氏体的量有所区别，2# 实验钢中的 残余奥氏体量最多，但其延伸率却比 1# 实验钢的延 伸率差． 这说明热轧 TRIP 钢的塑性并不单由残余 奥氏体的含量来决定，与三相组织的配合亦有很大 关系． Zaefferer 等［3］指出，高的贝氏体转变温度将导 致贝氏体铁素体中的位错密度降低，软化铁素体板 条，从本实验的相区分图结果也证实了这一点． 由 表 1 可以看出，1# 实验钢的屈服强度低于 3# 实验钢， 高于 2# 实验钢，抗拉强度均低于 2# 和 3# 实验钢，但 是延伸率明显高于其他两种实验钢． 在只有卷取温 度不同的情况下，贝氏体铁素体的含碳量与奥氏体 的含量成反比，3# 实验钢中奥氏体含量最少，贝氏体 铁素体的含碳量较高，因此提高了贝氏体铁素体的 强度，获得了较高的屈服及抗拉强度，但同时也影响 了延伸率值，3# 实验钢延伸率较低． 2# 实验钢强塑 积高于 3# 实验钢，这是由于 2# 实验钢中存在大量的 ·1026·
第9期 米振莉等：控轧控冷TP钢的微观相组成及其与力学性能的关系 ·1027· 粒度较大的残余奥氏体，最终大部分转变为马氏体， (3)实验用TRIP钢经400℃模拟卷取后，由于 使得强度与塑性达到较为良好的匹配，从而获得较 粒度适中的富碳残余奥氏体，较高含量、位错密度较 3实验钢优异的力学性能.综合来看，采用400℃卷 大的贝氏体以及适量多边形铁素体的配合，而获得 取的1"实验钢获得了优于其他两种卷取温度的实 了良好综合力学性能，且400℃模拟卷取的TRIP钢 验钢，2”实验钢次之，3实验钢综合力学性能较差 中残余奥氏体稳定性较好 从铁素体的角度来看，因除卷取温度不一样之 外，其他工艺都是相同的，因此三种实验钢中的铁素 参考文献 体在形貌、大小及含量上都没有太大区别.只是三 [1]Bleck W,Papaefthymiou S,Frehn A.Microstructure and tensile 种实验钢中贝氏体在含量及形貌上的差别，会使铁 properties in dual phase and TRIP steels.Steel Res Int,2004.75 素体与其配合的过程中对实验钢的力学性能产生一 (11):704 定影响.从图5(b)中可以看到，贝氏体周围的铁素 [] De A K,Speer J G,Matlock D K.Color tint-etching for multi- 体发生了很大的畸变，导致铁素体晶粒内部较大的 phase steels.Adv Mater Processes,2003,161(2):27 色差@，而其他位置的铁素体晶粒畸变较小. B3]Zaefferer S,Ohlert J.Bleck W.A study of microstructure,trans- formation mechanisms and correlation between microstructure and 对比图5(a)与5(d)可以发现，离拉伸断口较 mechanical properties of a low alloyed TRIP steel.Acta Mater, 远处的试样中残留的奥氏体量较断口处的多，这说 2004,52(9):2765 明在拉伸试样发生局部颈缩前，都持续有残余奥氏 4]Mujica L,Weber S,Pinto H,et al.Microstructure and mechani- 体转变成马氏体.对比图5(b)与5(e)可以发现，离 cal properties of laser-welded joints of TWIP and TRIP steels.Ma- 拉伸断口较远处的试样中铁素体发生的应变量较 ter Sci Eng A,2010,527(7/8):2071 5] Yin Y Y,Yang W Y,LiJC,et al.Microstructure and mechani- 小，说明1实验钢中的残余奥氏体稳定性较好，在 cal properties of hot rolled C-Mn-Si TRIP steel based on dynamie 应变诱导下发生马氏体相变，而不是在应力诱导下 transformation.Trans Mater Heat Treat,2009,30(3):84 导致相变山，因此1'实验钢的瞬时n值在应变开始 (尹云洋，杨王玥，李建成，等.基于动态相变热轧C-Mn-Si系 的很长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值；而 TRP钢的组织及性能.材料热处理学报，2009,30(3)：84) 2"实验钢中的残余奥氏体稳定性较差，是在应力诱 ) Hollomon J H.The effect of heat treatment and carbon content on the work hardening characteristics of several steels.Trans ASM, 导下导致相变的，因此很快就达到了n值的最大值. 1944,32:123 总的来说，1"实验钢的良好综合力学性能来自 ] Itami A,Takahashi M,Ushioda K.Plastic stability of retained 于高含量且粒度适中的残余奥氏体，较高含量、位错 austenite in the cold-rolled 0.14%C-.9%Si-.7%Mn sheet 密度较大的贝氏体以及适量多边形铁素体的优化 steel..S0lnt,1995,35:1121 配合 8] Wang X D,Wang L,Rong Y H.Current research condition and development of TRIP steel.Heat Treat,2008,23(6):8 3结论 (王晓东，王利，戎咏华.TP钢研究的现状与发展.热处 理，2008,23(6)：8) (1)通过控轧控冷可以实现对TRP钢微观相 9]Kang Y L.Theory and Technology of Processing and Forming for 组成的调整，从而实现对其力学性能的控制.利用 Adranced Automobile Steel Sheets.Beijing:Metallurgical Industry 背散射电子衍射技术可以较为准确地区分热轧 Pres5,2009:146 (康永林.现在汽车板工艺及成形理论与技术.北京：治金工 TRP钢中残余奥氏体、铁素体及贝氏体三相组织， 业出版社，2009：146) 可以较为方便地分析TRP钢中各相组成、尺寸和 [o] Herrera C,Ponge D,Raabe D.Design of a novel Mn-based 1 分布等决定其力学性能的因素 GPa duplex stainless TRIP steel with 60%ductility by a reduc- (2)TRP钢中铁素体晶粒均为多边形铁素体， tion of austenite stability.Acta Mater,2011,59(11):4653 贝氏体周围的铁素体晶粒较大：贝氏体均为板条贝 [11]Zhang Y G.Study on Heat Treatment and Stability of Retained 氏体，可能在原奥氏体晶界形核，也可能在原奥氏体 Austenite of Hot Dip Galvanized TRIP-Aided Cold-Rolled Steel [Dissertation].Beijing:University of Science and Technology 品内形核：残余奥氏体以片层状、岛状分布于铁素体 Beijing,2010:7 晶间、贝氏体边缘及贝氏体板条间，贝氏体边缘的奥 (张宇光.冷轧热镀锌TRP钢热处理与残余奥氏体稳定性 氏体晶粒最大 研究[学位论文].北京：北京科技大学，2010：7)
第 9 期 米振莉等: 控轧控冷 TRIP 钢的微观相组成及其与力学性能的关系 粒度较大的残余奥氏体，最终大部分转变为马氏体， 使得强度与塑性达到较为良好的匹配，从而获得较 3# 实验钢优异的力学性能． 综合来看，采用 400 ℃卷 取的 1# 实验钢获得了优于其他两种卷取温度的实 验钢，2# 实验钢次之，3# 实验钢综合力学性能较差． 从铁素体的角度来看，因除卷取温度不一样之 外，其他工艺都是相同的，因此三种实验钢中的铁素 体在形貌、大小及含量上都没有太大区别． 只是三 种实验钢中贝氏体在含量及形貌上的差别，会使铁 素体与其配合的过程中对实验钢的力学性能产生一 定影响． 从图 5( b) 中可以看到，贝氏体周围的铁素 体发生了很大的畸变，导致铁素体晶粒内部较大的 色差［10］，而其他位置的铁素体晶粒畸变较小． 对比图 5( a) 与 5( d) 可以发现，离拉伸断口较 远处的试样中残留的奥氏体量较断口处的多，这说 明在拉伸试样发生局部颈缩前，都持续有残余奥氏 体转变成马氏体． 对比图5( b) 与5( e) 可以发现，离 拉伸断口较远处的试样中铁素体发生的应变量较 小，说明 1# 实验钢中的残余奥氏体稳定性较好，在 应变诱导下发生马氏体相变，而不是在应力诱导下 导致相变［11］，因此 1# 实验钢的瞬时 n 值在应变开始 的很长一个阶段都呈上升趋势，后期达到峰值; 而 2# 实验钢中的残余奥氏体稳定性较差，是在应力诱 导下导致相变的，因此很快就达到了 n 值的最大值． 总的来说，1# 实验钢的良好综合力学性能来自 于高含量且粒度适中的残余奥氏体，较高含量、位错 密度较大的贝氏体以及适量多边形铁素体的优化 配合． 3 结论 ( 1) 通过控轧控冷可以实现对 TRIP 钢微观相 组成的调整，从而实现对其力学性能的控制． 利用 背散射电子衍射技术可以较为准确地区分热轧 TRIP 钢中残余奥氏体、铁素体及贝氏体三相组织， 可以较为方便地分析 TRIP 钢中各相组成、尺寸和 分布等决定其力学性能的因素． ( 2) TRIP 钢中铁素体晶粒均为多边形铁素体， 贝氏体周围的铁素体晶粒较大; 贝氏体均为板条贝 氏体，可能在原奥氏体晶界形核，也可能在原奥氏体 晶内形核; 残余奥氏体以片层状、岛状分布于铁素体 晶间、贝氏体边缘及贝氏体板条间，贝氏体边缘的奥 氏体晶粒最大． ( 3) 实验用 TRIP 钢经 400 ℃模拟卷取后，由于 粒度适中的富碳残余奥氏体，较高含量、位错密度较 大的贝氏体以及适量多边形铁素体的配合，而获得 了良好综合力学性能，且 400 ℃模拟卷取的 TRIP 钢 中残余奥氏体稳定性较好． 参 考 文 献 ［1］ Bleck W，Papaefthymiou S，Frehn A． Microstructure and tensile properties in dual phase and TRIP steels． Steel Res Int，2004，75 ( 11) : 704 ［2］ De A K，Speer J G，Matlock D K． Color tint-etching for multiphase steels． Adv Mater Processes，2003，161( 2) : 27 ［3］ Zaefferer S，Ohlert J，Bleck W． A study of microstructure，transformation mechanisms and correlation between microstructure and mechanical properties of a low alloyed TRIP steel． Acta Mater， 2004，52( 9) : 2765 ［4］ Mujica L，Weber S，Pinto H，et al． Microstructure and mechanical properties of laser-welded joints of TWIP and TRIP steels． Mater Sci Eng A，2010，527( 7 /8) : 2071 ［5］ Yin Y Y，Yang W Y，Li J C，et al． Microstructure and mechanical properties of hot rolled C-Mn-Si TRIP steel based on dynamic transformation． Trans Mater Heat Treat，2009，30( 3) : 84 ( 尹云洋，杨王玥，李建成，等． 基于动态相变热轧 C-Mn-Si 系 TRIP 钢的组织及性能． 材料热处理学报，2009，30( 3) : 84) ［6］ Hollomon J H． The effect of heat treatment and carbon content on the work hardening characteristics of several steels． Trans ASM， 1944，32: 123 ［7］ Itami A，Takahashi M，Ushioda K． Plastic stability of retained austenite in the cold-rolled 0. 14% C-1. 9% Si-1. 7% Mn sheet steel． ISIJ Int，1995，35: 1121 ［8］ Wang X D，Wang L，Rong Y H． Current research condition and development of TRIP steel． Heat Treat，2008，23( 6) : 8 ( 王晓东，王利，戎咏华． TRIP 钢研究的现状与发展． 热处 理，2008，23( 6) : 8) ［9］ Kang Y L． Theory and Technology of Processing and Forming for Advanced Automobile Steel Sheets． Beijing: Metallurgical Industry Press，2009: 146 ( 康永林． 现在汽车板工艺及成形理论与技术． 北京: 冶金工 业出版社，2009: 146 ) ［10］ Herrera C，Ponge D，Raabe D． Design of a novel Mn-based 1 GPa duplex stainless TRIP steel with 60% ductility by a reduction of austenite stability． Acta Mater，2011，59( 11) : 4653 ［11］ Zhang Y G． Study on Heat Treatment and Stability of Retained Austenite of Hot Dip Galvanized TRIP-Aided Cold-Rolled Steel ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2010: 7 ( 张宇光． 冷轧热镀锌 TRIP 钢热处理与残余奥氏体稳定性 研究 ［学位论文］． 北京: 北京科技大学，2010: 7) ·1027·