第36卷第1期 北京科技大学学报 Vol.36 No.1 2014年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2014 不同工艺下低碳MnSi钢的组织与力学性能 周红凯”，李龙飞)四，杨王玥”，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:ilf@skl.ustb.cdu.cn 摘要通过Gleeble-15O0热模拟压缩试验，借助光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射及拉伸试验等，研究一种低碳Mn-Si钢 在基于热轧动态相变的热轧TP钢工艺和基于贝氏体等温处理工艺下的组织与力学性能，比较了通过两种工艺获得的不同 复相组织状态对材料的加工硬化能力的影响.结果表明：实验钢在基于动态相变的热轧TP钢工艺下获得了以细晶铁素体 为基体和贝氏体、残余奥氏体组成的复相组织，而在基于贝氏体等温处理工艺下得到了以板条贝氏体为基体和残余奥氏体组 成的复相组织，前者中残余奥氏体含量较高且其碳含量也较高.实验钢具有以板条贝氏体为基体的复相组织时屈服强度和抗 拉强度较高：但由于残余奥氏体稳定性较差，实验钢的加工硬化能力较弱，导致其均匀延伸率和总延伸率较小. 关键词低碳钢：合金钢：相变：贝氏体：奥氏体：力学性能 分类号TG142.1 Microstructure and mechanical properties of low carbon Mn-Si steel by different processes ZHOU Hong-kai,LI Long fei,YANG Wang-yue,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:lilf@skl.ustb.edu.cn ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of a low-carbon Mn-Si multiphase steel treated by two different thermal- mechanical processes,the hot-rolling process for TRIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite and the process based on bainitic isothermal treatment,were investigated by hot uniaxial compression tests on a Gleeble-1500 hot simulator,in combi- nation with optical microscopy,scanning electron microscopy,X-ray diffraction and tensile testing.A comparison was carried out to analyze the influence of multiple-phase microstructure states by the two processes on the work-hardening behaviors of the steel.The multiple-phase microstructure consisting of fine-grained ferrite matrix,bainite,and retained austenite is formed by the hot-rolling process for TRIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite,but the multiple-phase microstructure which is composed of lath bainite matrix and retained austenite is formed by the process based on bainitic isothermal treatment.The volume frac- tion of retained austenite and the mass fraction of carbon in retained austenite in the former are higher than those in the latter.The yield strength and tensile strength of the steel with the multiple-phase microstructure consisting of lath bainite matrix and retained austenite are higher;but the steel has lower uniform elongation and total elongation,which should be attributed to its lower work-hardening capa- bility resulting from the lower stability of retained austenite. KEY WORDS low carbon steel;alloy steel;phase transitions:bainite:austenite;mechanical properties 为了应对日益严重的能源短缺和环境污染，汽变的情况下，汽车重量每减轻10%，则油耗可下降 车轻量化是近年来世界范围内材料工作者和汽车制 3%~7%m.近年来，虽然铝合金、镁合金和塑料等 造者所共同面临的难题.研究表明，在其他条件不 其他轻量化材料在汽车材料中的应用越来越广泛， 收稿日期：2012-12-16 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630801):新金属材料国家重点实验室自主课题(2011Z-04) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.01.006:http://journals.ustb.edu.cn
第 36 卷 第 1 期 2014 年 1 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 1 Jan． 2014 不同工艺下低碳 Mn--Si 钢的组织与力学性能 周红凯1) ，李龙飞1) ，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 通过 Gleeble--1500 热模拟压缩试验，借助光学显微镜、扫描电镜、X 射线衍射及拉伸试验等，研究一种低碳 Mn--Si 钢 在基于热轧动态相变的热轧 TＲIP 钢工艺和基于贝氏体等温处理工艺下的组织与力学性能，比较了通过两种工艺获得的不同 复相组织状态对材料的加工硬化能力的影响． 结果表明: 实验钢在基于动态相变的热轧 TＲIP 钢工艺下获得了以细晶铁素体 为基体和贝氏体、残余奥氏体组成的复相组织，而在基于贝氏体等温处理工艺下得到了以板条贝氏体为基体和残余奥氏体组 成的复相组织，前者中残余奥氏体含量较高且其碳含量也较高． 实验钢具有以板条贝氏体为基体的复相组织时屈服强度和抗 拉强度较高; 但由于残余奥氏体稳定性较差，实验钢的加工硬化能力较弱，导致其均匀延伸率和总延伸率较小． 关键词 低碳钢; 合金钢; 相变; 贝氏体; 奥氏体; 力学性能 分类号 TG142. 1 Microstructure and mechanical properties of low carbon Mn-Si steel by different processes ZHOU Hong-kai 1) ，LI Long-fei 1) ，YANG Wang-yue 2) ，SUN Zu-qing1) 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 microstructure and mechanical properties of a low-carbon Mn-Si multiphase steel treated by two different thermalmechanical processes，the hot-rolling process for TＲIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite and the process based on bainitic isothermal treatment，were investigated by hot uniaxial compression tests on a Gleeble-1500 hot simulator，in combination with optical microscopy，scanning electron microscopy，X-ray diffraction and tensile testing． A comparison was carried out to analyze the influence of multiple-phase microstructure states by the two processes on the work-hardening behaviors of the steel． The multiple-phase microstructure consisting of fine-grained ferrite matrix，bainite，and retained austenite is formed by the hot-rolling process for TＲIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite，but the multiple-phase microstructure which is composed of lath bainite matrix and retained austenite is formed by the process based on bainitic isothermal treatment． The volume fraction of retained austenite and the mass fraction of carbon in retained austenite in the former are higher than those in the latter． The yield strength and tensile strength of the steel with the multiple-phase microstructure consisting of lath bainite matrix and retained austenite are higher; but the steel has lower uniform elongation and total elongation，which should be attributed to its lower work-hardening capability resulting from the lower stability of retained austenite． KEY WOＲDS low carbon steel; alloy steel; phase transitions; bainite; austenite; mechanical properties 收稿日期: 2012--12--16 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2010CB630801) ; 新金属材料国家重点实验室自主课题( 2011Z--04) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 01． 006; http: / /journals． ustb． edu． cn 为了应对日益严重的能源短缺和环境污染，汽 车轻量化是近年来世界范围内材料工作者和汽车制 造者所共同面临的难题． 研究表明，在其他条件不 变的情况下，汽车重量每减轻 10% ，则油耗可下降 3% ～ 7%［1］． 近年来，虽然铝合金、镁合金和塑料等 其他轻量化材料在汽车材料中的应用越来越广泛
·38· 北京科技大学学报 第36卷 但是钢铁材料仍然是今后汽车使用的主导材料. 验钢的A温度为816℃，利用热膨胀仪测得以5℃s1 TRP钢组织中含有一定量的残余奥氏体，可在 的冷速冷却时实验钢的Ar,温度为642℃. 应变过程中发生TRP效应，使其具有高的强度同 时也具有良好的塑性，是汽车钢研究领域中的一大 热点-).在前期工作中本课题组提出基于动态相 变的热轧TRP钢工艺，可以细化铁素体基体晶粒 尺寸，显著提高了材料的强度0.近年来，第三代汽 车用钢的显微组织应为具有高强度的基体相与有一 定量的稳定性适中的残余奥氏体所组成的复相组 织，即制备以超细晶铁素体、贝氏体或马氏体为基体 相的具有TRP效应的低合金钢5-) 本文针对一种低碳M一Si的钢，通过基于动态 图2实验钢以1000℃，5sl变形30%并保温1min的水淬组织 相变的热轧TRP钢工艺和基于贝氏体等温处理工 Fig.2 Microstructure of the steel deformed at 1000 C and 5s-to 艺，分别得到以细晶铁素体为基体和以贝氏体为基 30%and quenched 体，并都含有一定量的残余奥氏体的复相组织，对比 基于动态相变的热轧TRP钢工艺（工艺a)是： 研究两种工艺下的组织与力学性能，为研究开发第 三代汽车用钢提供参考依据. 实验钢经静态再结晶后，以5℃·s1的冷速冷至750 ℃，以1s-1的应变速率变形30%，随后以20℃s1 1 实验方法 的冷速冷至420℃并保温5mim后淬火至室温.基 实验钢经真空感应炉治炼，浇注成40kg的钢 于贝氏体等温处理工艺（工艺b)为：实验钢经静态 锭，其化学成分（质量分数，%）为：C0.16,Si0.67, 再结晶后，直接以20℃·s的冷速冷至420℃并保 Mn1.90,P<0.0052,S<0.0075,Fe余量.将钢锭 温5min后淬火至室温.两种工艺的具体工艺参数 加热到1200℃保温2h充分均匀化后，于1100~ 如图3所示 900℃锻造成60mm×60mm的方坯，然后机加工成 1200℃： 1000T 如图1所示的形状及尺寸的试样圆 w 750: wwwww 46 I L艺a 420 420( 水淬 水淬 时间 图3热模拟工艺示意图 Fig.3 Schematic of thermomechaical processing 试样热变形后加工成板厚为1.5~1.8mm、工 图1热压缩变形试样示意图（单位：mm) 作标距为4mm×10mm的板状拉伸试样图. Fig.I Schematic diagram of samples for compression testing (unit: mm) 用3%~5%硝酸乙醇侵蚀，利用扫描电子显微镜观 察显微组织.用MXP21VAHF型X射线衍射仪，根 热变形实验在Gleeble--l500热模拟试验机上 据文献9]所示的方法来测定钢中残留奥氏体的体 进行，经1200℃保温5min奥氏体化后，以5℃·s-1 积分数.室温拉伸试验在Reger3010万能电子拉伸 的冷速冷至1000℃，以5s1的应变速率变形30% 试验机上进行，拉伸速率为1.2 mm'min1 后保温lmim,以使形变奥氏体发生静态再结晶.图 2为静态再结晶后直接淬火的金相显微组织（苦味 2实验结果及分析 酸侵蚀).奥氏体晶粒基本呈等轴，大小均匀，平均 2.1显微组织 尺寸约45um.利用Thermol--Calc软件计算得到实 在工艺a条件下，实验钢在A,~Ar3之间的温
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 但是钢铁材料仍然是今后汽车使用的主导材料． TＲIP 钢组织中含有一定量的残余奥氏体，可在 应变过程中发生 TＲIP 效应，使其具有高的强度同 时也具有良好的塑性，是汽车钢研究领域中的一大 热点［2--3］． 在前期工作中本课题组提出基于动态相 变的热轧 TＲIP 钢工艺，可以细化铁素体基体晶粒 尺寸，显著提高了材料的强度［4］． 近年来，第三代汽 车用钢的显微组织应为具有高强度的基体相与有一 定量的稳定性适中的残余奥氏体所组成的复相组 织，即制备以超细晶铁素体、贝氏体或马氏体为基体 相的具有 TＲIP 效应的低合金钢［5--7］． 本文针对一种低碳 Mn--Si 的钢，通过基于动态 相变的热轧 TＲIP 钢工艺和基于贝氏体等温处理工 艺，分别得到以细晶铁素体为基体和以贝氏体为基 体，并都含有一定量的残余奥氏体的复相组织，对比 研究两种工艺下的组织与力学性能，为研究开发第 三代汽车用钢提供参考依据． 1 实验方法 实验钢经真空感应炉冶炼，浇注成 40 kg 的钢 锭，其化学成分( 质量分数，% ) 为: C 0. 16，Si 0. 67， Mn 1. 90，P ＜ 0. 0052，S ＜ 0. 0075，Fe 余量． 将钢锭 加热到 1200 ℃ 保温 2 h 充分均匀化后，于 1100 ～ 900 ℃锻造成 60 mm × 60 mm 的方坯，然后机加工成 如图 1 所示的形状及尺寸的试样［8］． 图 1 热压缩变形试样示意图( 单位: mm) Fig． 1 Schematic diagram of samples for compression testing ( unit: mm) 热变形实验在 Gleeble--1500 热模拟试验机上 进行，经 1200 ℃保温 5 min 奥氏体化后，以 5 ℃·s － 1 的冷速冷至 1000 ℃，以 5 s － 1 的应变速率变形 30% 后保温 1 min，以使形变奥氏体发生静态再结晶． 图 2 为静态再结晶后直接淬火的金相显微组织( 苦味 酸侵蚀) ． 奥氏体晶粒基本呈等轴，大小均匀，平均 尺寸约 45 μm． 利用 Thermol-Calc 软件计算得到实 验钢的 A3温度为816 ℃，利用热膨胀仪测得以5 ℃·s －1 的冷速冷却时实验钢的 Ar3温度为 642 ℃ ． 图 2 实验钢以 1000 ℃、5 s － 1变形 30% 并保温 1 min 的水淬组织 Fig． 2 Microstructure of the steel deformed at 1000 ℃ and 5 s － 1 to 30% and quenched 基于动态相变的热轧 TＲIP 钢工艺( 工艺 a) 是: 实验钢经静态再结晶后，以 5 ℃·s － 1 的冷速冷至 750 ℃，以 1 s － 1 的应变速率变形 30% ，随后以 20 ℃·s － 1 的冷速冷至 420 ℃ 并保温 5 min 后淬火至室温． 基 于贝氏体等温处理工艺( 工艺 b) 为: 实验钢经静态 再结晶后，直接以 20 ℃·s － 1 的冷速冷至 420 ℃ 并保 温 5 min 后淬火至室温． 两种工艺的具体工艺参数 如图 3 所示． 图 3 热模拟工艺示意图 Fig． 3 Schematic of thermomechaical processing 试样热变形后加工成板厚为 1. 5 ～ 1. 8 mm、工 作标 距 为 4 mm × 10 mm 的板状拉伸试样［8］． 用 3% ～ 5% 硝酸乙醇侵蚀，利用扫描电子显微镜观 察显微组织． 用 MXP21VAHF 型 X 射线衍射仪，根 据文献［9］所示的方法来测定钢中残留奥氏体的体 积分数． 室温拉伸试验在 Ｒeger3010 万能电子拉伸 试验机上进行，拉伸速率为 1. 2 mm·min － 1 ． 2 实验结果及分析 2. 1 显微组织 在工艺 a 条件下，实验钢在 A3 ～ Ar3 之间的温 ·38·
第1期 周红凯等：不同工艺下低碳MSi钢的组织与力学性能 ·39· 度下形变时发生动态相变，在形变和过冷双重作用 中存在的大量缺陷，能将未相变奥氏体分割为几个 下，过冷奥氏体向铁素体转变，生成一定体积分数的 亚晶，因此贝氏铁素体的形核和长大，都只局限于这 细晶铁素体.图4为实验钢在750℃进行动态相变 些亚晶内 后以20℃·s-1冷至420℃直接淬火的扫描照片.铁 素体基本沿原奥氏体晶界形核与长大，呈等轴状，晶 粒尺寸为1.5~3.0um,体积分数约为21%. 由于钢中添加了抑制渗碳体析出的硅元素，未 发生铁素体相变的奥氏体经过贝氏体等温处理及随 后的淬火处理后将转变为无碳贝氏体和残余奥氏体 及少量马氏体0.实验钢分别经工艺a和工艺b处 理后的显微组织如图5所示.从图中可以清楚地看 4 jm 出，进行动态相变与否对最终的复相组织状态具有 图4实验钢经750℃动态相变后以20℃·s1冷至420℃水淬的 显著的影响：实验钢经工艺a处理后，贝氏体区域被 显微组织 等轴细晶铁素体包围，贝氏体束的尺寸较小且位向 Fig.4 Microstructure of the steel after dynamic transformation at 750 较为混乱；而实验钢经工艺b处理后，组织中可以清 ℃and cooled to420℃at20℃sand quenched 晰地看到原始奥氏体晶界，贝氏体呈板条状，分布规 整，一个原奥氏体晶粒内有多个方向的贝氏体区域 两个工艺条件下实验钢最终的多相组织中都含 其主要原因是：在工艺a中，未相变奥氏体经历了较 有一定量的残余奥氏体，其形态和分布如图6所示. 大程度的变形，形变缺陷密度高，动态相变后的快冷 实验钢经工艺a处理后，存在着由铁素体包围的颗 使大量的形变缺陷保留于未相变奥氏体中.这些缺 粒状残余奥氏体和贝氏体板条间的薄膜状残余奥氏 陷，虽然可以作为贝氏铁素体的形核核心，可加快在 体，如图6(a)中箭头所示：而实验钢经工艺b处理 相变初期贝氏体的相变速率，但在随后的贝氏体继 后，残余奥氏体规整，在贝氏体板条间平行地呈薄膜 续等温过程中，这些残留于未相变奥氏体中的缺陷， 状分布，如图6(b)中箭头所示.通过X射线衍射测 将阻碍贝氏铁素体板条的长大.因为未相变奥氏体 得实验钢经工艺a处理后的组织中含有体积分数为 10 uam 10 um 图5实验钢经工艺a(a)和工艺b(b)处理后的显微组织 Fig.5 Microstructures of the steel treated by Process a (a)and Process b (b) 2 图6实验钢经工艺a(a)和工艺b()处理后的残余奥氏体形貌 Fig.6 Mophologies of retained austenite in the steel treated by Process a (a)and Process b(b)
第 1 期 周红凯等: 不同工艺下低碳 Mn--Si 钢的组织与力学性能 度下形变时发生动态相变，在形变和过冷双重作用 下，过冷奥氏体向铁素体转变，生成一定体积分数的 细晶铁素体． 图 4 为实验钢在 750 ℃ 进行动态相变 后以 20 ℃·s － 1 冷至 420 ℃直接淬火的扫描照片． 铁 素体基本沿原奥氏体晶界形核与长大，呈等轴状，晶 粒尺寸为 1. 5 ～ 3. 0 μm，体积分数约为 21% ． 由于钢中添加了抑制渗碳体析出的硅元素，未 发生铁素体相变的奥氏体经过贝氏体等温处理及随 后的淬火处理后将转变为无碳贝氏体和残余奥氏体 及少量马氏体［4］． 实验钢分别经工艺 a 和工艺 b 处 理后的显微组织如图 5 所示． 从图中可以清楚地看 出，进行动态相变与否对最终的复相组织状态具有 显著的影响: 实验钢经工艺 a 处理后，贝氏体区域被 等轴细晶铁素体包围，贝氏体束的尺寸较小且位向 较为混乱; 而实验钢经工艺 b 处理后，组织中可以清 晰地看到原始奥氏体晶界，贝氏体呈板条状，分布规 整，一个原奥氏体晶粒内有多个方向的贝氏体区域． 其主要原因是: 在工艺 a 中，未相变奥氏体经历了较 大程度的变形，形变缺陷密度高，动态相变后的快冷 使大量的形变缺陷保留于未相变奥氏体中． 这些缺 陷，虽然可以作为贝氏铁素体的形核核心，可加快在 相变初期贝氏体的相变速率，但在随后的贝氏体继 续等温过程中，这些残留于未相变奥氏体中的缺陷， 将阻碍贝氏铁素体板条的长大． 因为未相变奥氏体 中存在的大量缺陷，能将未相变奥氏体分割为几个 亚晶，因此贝氏铁素体的形核和长大，都只局限于这 些亚晶内． 图 4 实验钢经 750 ℃动态相变后以 20 ℃·s － 1冷至 420 ℃水淬的 显微组织 Fig． 4 Microstructure of the steel after dynamic transformation at 750 ℃ and cooled to 420 ℃ at 20 ℃·s － 1 and quenched 两个工艺条件下实验钢最终的多相组织中都含 有一定量的残余奥氏体，其形态和分布如图 6 所示． 实验钢经工艺 a 处理后，存在着由铁素体包围的颗 粒状残余奥氏体和贝氏体板条间的薄膜状残余奥氏 体，如图 6( a) 中箭头所示; 而实验钢经工艺 b 处理 后，残余奥氏体规整，在贝氏体板条间平行地呈薄膜 状分布，如图 6( b) 中箭头所示． 通过 X 射线衍射测 得实验钢经工艺 a 处理后的组织中含有体积分数为 图 5 实验钢经工艺 a ( a) 和工艺 b ( b) 处理后的显微组织 Fig． 5 Microstructures of the steel treated by Process a ( a) and Process b ( b) 图 6 实验钢经工艺 a ( a) 和工艺 b ( b) 处理后的残余奥氏体形貌 Fig． 6 Mophologies of retained austenite in the steel treated by Process a ( a) and Process b ( b) ·39·
·40 北京科技大学学报 第36卷 11.4%的残余奥氏体，残余奥氏体中C质量分数为 力，￡为真应变.经工艺a和工艺b处理后实验钢的 0.99%;实验钢经工艺b处理后的组织中含有体积 增量应变硬化指数随真应变的变化曲线如图8所 分数为7.9%的残余奥氏体，残余奥氏体中C质量 示.从图中可见，在均匀塑性变形初期，随着应变的 分数为0.88%.在工艺a条件下，动态相变生成一 增加两种条件下实验钢的增量应变硬化指数均有所 定体积分数细晶铁素体的同时，铁素体中过饱和C 增加，当真应变达到0.05后逐渐降低.与B钢相 向周围形变过冷奥氏体中扩散@，在随后贝氏体等 比，在均匀塑性变形初期A钢的n值增加程度更 温过程中，相变生成的贝氏体中过饱和C继续向周 大，在真应变约为0.06时达到峰值一约为0.20， 围未相变奥氏体中扩散，未相变奥氏体经过两次富 而B钢的峰值仅约为0.10（此时真应变约为 C;而工艺b条件下，未相变奥氏体只经过贝氏体等 0.05).在达到峰值之后，两种条件下n值均缓慢下 温阶段的一次富C,导致最终组织中残余奥氏体的 降.对于拉伸变形，当n-ε曲线与二等分线n=ε 体积分数及其中C含量都低于工艺a. 相交时，即瞬时增量应变硬化指数与相应的真应变 2.2室温力学性能 相等时，拉伸变形发生塑性失稳现象，即试样出现颈 经工艺a处理后或工艺b处理后实验钢(A钢 缩，此时的应变即为均匀延伸率.由于A钢的n值 或B钢)的室温拉伸曲线如图7所示，相应的力学 在较大应变范围内维持在较高水平，因此其均匀延 性能如表1所示.与A钢相比，B钢的屈服强度明 伸率要明显高于B钢 显提高，这是由于B钢的复相组织是以贝氏体为基 0.24F 0-1艺4 体，与A钢的复相组织的铁素体基体相比，贝氏体 △工艺 0.20 具有更高的强度.B钢的抗拉强度比A钢的高，其 0.16 屈强比也明显高于A钢，但均匀延伸率有明显降 低，这表明B钢的加工硬化能力明显低于A钢.虽 0.12 然A钢的抗拉强度较低，但是其更高的总延伸率使 0.08 其强塑积明显高于B钢，即A钢具有更好的强度一 0.04 塑性配合 0.020.040.060.080.100.120.140.16 直应变￡ 1000 图8实验钢经工艺a和工艺b处理后增量应变硬化指数随真应 800 变的变化曲线 Fig.8 Relationships between true strain and incremental strain-hard- 600 ening exponent of the steel treated by Process a and Process b 0-T艺a 400令 △T2h 两种条件下增量应变硬化指数变化趋势的差异 200 与实验钢变形过程中残余奥氏体TP效应对其加 工硬化能力的影响有关.对于TP钢，一般来说，n值 101520 2 30 T程应变/% 越大，就意味着拉伸变形过程中更多的残余奥氏体发 图7实验钢经工艺a和工艺b处理后的工程应力一应变曲线 生了马氏体相变，而且变形初期n增加得越快，表明可 Fig.7 Engineering stress-strain curves of the steel treated by Process 能有越多的残余奥氏体迅速发生了马氏体相变 a (a)and Process b (b) 实验钢分别经工艺a、b处理后的复相组织中残 表1实验钢经工艺a和工艺b处理后的力学性能 余奥氏体含量随真应变的变化曲线如图9所示.在 Table 1 Mechanical properties of the steel treated by process a (a)or 均匀塑性变形开始时，即真应变约为0.02时，B钢 process b (b) 中残余奥氏体向马氏体转变的程度更大，B钢中己 0a.2/ 0L/ (ch8)/ 有5.4%（占其总残余奥氏体体积分数的69.6%) 实验钢 8.1% 8/% 0a2/Gb MPa MPa (MPa%) 的残余奥氏体发生了马氏体相变，而A钢中有 A钢 595 890 16.5 27.0 0.67 24030 4.6%（占其总残余奥氏体体积分数的40.4%)的残 B钢 785 1013 9.5 22.4 0.77 22691 余奥氏体发生了马氏体相变.可能的原因是：一方 面，A钢残余奥氏体中C含量较高，使其稳定性较 TP钢中应变硬化行为可用增量应变硬化指 高，阻碍其过快地向马氏体转变.另一方面，A钢是 数n=d(n)1d(Ine)来描述-.式中g为真应 以细晶铁素体为基体的，塑性变形过程中铁素体形
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 11. 4% 的残余奥氏体，残余奥氏体中 C 质量分数为 0. 99% ; 实验钢经工艺 b 处理后的组织中含有体积 分数为 7. 9% 的残余奥氏体，残余奥氏体中 C 质量 分数为 0. 88% ． 在工艺 a 条件下，动态相变生成一 定体积分数细晶铁素体的同时，铁素体中过饱和 C 向周围形变过冷奥氏体中扩散［10］，在随后贝氏体等 温过程中，相变生成的贝氏体中过饱和 C 继续向周 围未相变奥氏体中扩散，未相变奥氏体经过两次富 C; 而工艺 b 条件下，未相变奥氏体只经过贝氏体等 温阶段的一次富 C，导致最终组织中残余奥氏体的 体积分数及其中 C 含量都低于工艺 a． 2. 2 室温力学性能 经工艺 a 处理后或工艺 b 处理后实验钢( A 钢 或 B 钢) 的室温拉伸曲线如图 7 所示，相应的力学 性能如表 1 所示． 与 A 钢相比，B 钢的屈服强度明 显提高，这是由于 B 钢的复相组织是以贝氏体为基 体，与 A 钢的复相组织的铁素体基体相比，贝氏体 具有更高的强度． B 钢的抗拉强度比 A 钢的高，其 屈强比也明显高于 A 钢，但均匀延伸率有明显降 低，这表明 B 钢的加工硬化能力明显低于 A 钢． 虽 然 A 钢的抗拉强度较低，但是其更高的总延伸率使 其强塑积明显高于 B 钢，即 A 钢具有更好的强度-- 塑性配合． 图 7 实验钢经工艺 a 和工艺 b 处理后的工程应力--应变曲线 Fig． 7 Engineering stress-strain curves of the steel treated by Process a ( a) and Process b ( b) 表 1 实验钢经工艺 a 和工艺 b 处理后的力学性能 Table 1 Mechanical properties of the steel treated by process a ( a) or process b ( b) 实验钢 σ0. 2 / MPa σb / MPa δu /% δ /% σ0. 2 /σb ( σb ·δ) / ( MPa·% ) A 钢 595 890 16. 5 27. 0 0. 67 24030 B 钢 785 1013 9. 5 22. 4 0. 77 22691 TＲIP 钢中应变硬化行为可用增量应变硬化指 数 n = d( lnσ) /d( lnε) 来描述［11--13］． 式中 σ 为真应 力，ε 为真应变． 经工艺 a 和工艺 b 处理后实验钢的 增量应变硬化指数随真应变的变化曲线如图 8 所 示． 从图中可见，在均匀塑性变形初期，随着应变的 增加两种条件下实验钢的增量应变硬化指数均有所 增加，当真应变达到 0. 05 后逐渐降低． 与 B 钢相 比，在均匀塑性变形初期 A 钢的 n 值增加程度更 大，在真应变约为 0. 06 时达到峰值———约为 0. 20， 而 B 钢的峰值仅约为 0. 10 ( 此时真应变约为 0. 05) ． 在达到峰值之后，两种条件下 n 值均缓慢下 降． 对于拉伸变形，当 n － ε 曲线与二等分线 n = ε 相交时，即瞬时增量应变硬化指数与相应的真应变 相等时，拉伸变形发生塑性失稳现象，即试样出现颈 缩，此时的应变即为均匀延伸率． 由于 A 钢的 n 值 在较大应变范围内维持在较高水平，因此其均匀延 伸率要明显高于 B 钢． 图 8 实验钢经工艺 a 和工艺 b 处理后增量应变硬化指数随真应 变的变化曲线 Fig． 8 Ｒelationships between true strain and incremental strain-hardening exponent of the steel treated by Process a and Process b 两种条件下增量应变硬化指数变化趋势的差异 与实验钢变形过程中残余奥氏体 TＲIP 效应对其加 工硬化能力的影响有关． 对于 TＲIP 钢，一般来说，n 值 越大，就意味着拉伸变形过程中更多的残余奥氏体发 生了马氏体相变，而且变形初期 n 增加得越快，表明可 能有越多的残余奥氏体迅速发生了马氏体相变［14］． 实验钢分别经工艺 a、b 处理后的复相组织中残 余奥氏体含量随真应变的变化曲线如图 9 所示． 在 均匀塑性变形开始时，即真应变约为 0. 02 时，B 钢 中残余奥氏体向马氏体转变的程度更大，B 钢中已 有 5. 4% ( 占其总残余奥氏体体积分数的 69. 6% ) 的残余 奥 氏 体 发 生 了 马 氏 体 相 变，而 A 钢 中 有 4. 6% ( 占其总残余奥氏体体积分数的 40. 4% ) 的残 余奥氏体发生了马氏体相变． 可能的原因是: 一方 面，A 钢残余奥氏体中 C 含量较高，使其稳定性较 高，阻碍其过快地向马氏体转变． 另一方面，A 钢是 以细晶铁素体为基体的，塑性变形过程中铁素体形 ·40·
第1期 周红凯等：不同工艺下低碳MSi钢的组织与力学性能 ·41· 变的协调性较好，不容易造成应力集中；而B钢的 参考文献 基体组织是板条状贝氏体，残余奥氏体平行分布在 [Senuma T.Physical metallurgy of modern high strength steel 贝氏铁素体板条间，变形时容易产生局部应力集中， sheets.1 SIJ Int,2001,41(6):520 诱发板条间的残余奥氏体发生马氏体相变.此时B De Cooman DC.Structure-properties relationship in TRIP steels 钢中剩余的残余奥氏体体积分数为2.4%，而A钢 containing carbide-free bainite.Curr Opin Solid State Mater Sci, 2004,8(3/4):285 中的为6.8%.在随后的均匀塑性变形过程中，正是 B]Hashimoto S,Ikeda S.Sugimoto K,et al.Effects of Nb and Mo 这部分残余奥氏体对实验钢的加工硬化能力产生了 addition to 0.2%C-.5%Si-.5%Mn steel on mechanical proper- 显著影响，导致了两种条件下应变硬化指数变化趋 ties of hot rolled trip-aided steel sheets.IS/J Int,2004,44(9): 势的差异 1590 [4] Yin YY,Yang W Y,Li L F,et al.Microstructure and mechani- 0-工艺 cal properties of hot rolled C-Mn-(Al)Si TRIP steels based on dy- 10 △工艺h namic transformation of undercooled austenite.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TRP钢 6 组织及性能研究.金属学报，2008,44(11)：1299) 5] De Moor E,Gibbs PJ,Speer JG,et al.Strategies for third-gen- ▣ eration advanced high-strength steel development.Iron Steel Tech- nol,2010,7:133 00.020.040.060.080100.120.140.16 6 Wang C,Shi J,Wang C Y,et al.Development ofultrafine lamel- 直应变B 图9经工艺a、b处理后组织中残余奥氏体含量随真应变的变化 lar ferrite and austenite duplex structure in 0.2C5Mn steel during 曲线 ART-annealing./S/J Int,2011,51(4):651 Fig.9 Relationships between true strain and the volume fraction of ) Matlock D K,Speer JG.Processing opportunities for new ad- retained austenite in the steel treated by Process a and Process b vanced high-strength sheet steels.Mater Manuf Processes,2010, 25(1-3):7 8] 3结论 Sun Z Q,Yang W Y,Qi JJ,et al.Deformation enhanced trans- formation and dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon (1)实验钢在基于动态相变热轧TRP钢工艺 steel during multipass hot deformation.Mater Sci Eng A,2002, 条件下，获得了体积分数为21%左右的细晶铁素体 334(1/2):201 9] Miller R L.A rapid X-ray method for the determination of retained 为基体，并含有一定量贝氏体、马氏体和残余奥氏体 austenite.Trans ASM,1964,57:892 的多相组织.残余奥氏体在铁素体与铁素体间呈颗 [10]Yang W Y,Qi JJ,Sun Z 0,et al.Characteristics of deforma- 粒状分布，在铁素体与贝氏体间、贝氏体与贝氏体条 tion enhanced transformation in low carbon steel.Acta Metall 间呈薄膜状分布，组织中残余奥氏体的体积分数为 Sim,2004,40(2):135 11.4%,其C质量分数为0.99%. (杨王玥，齐俊杰，孙祖庆，等.低碳钢形变强化相变的特 (2)实验钢在基于贝氏体等温处理工艺条件 征.金属学报，2004,40(2)：135) [11]Chiang J,Lawrence B,Boyd J D,et al.Effect of microstructure 下，获得了以贝氏体为基体，并含有一定量残余奥氏 on retained austenite stability and work hardening of TRIP steels. 体的复相组织.贝氏体板条基本在以原奥氏体晶粒 Mater Sci Eng A,2011,528(13/14):4516 为基础的“块状单元”内呈不同方向生成，残余奥氏 [12]Jacques P J,Ladriere J,Delannay F.On the influence of inter- 体呈薄膜状分布于贝氏铁素体板条间，组织中残余 actions between phases on the mechanical stability of retained 奥氏体的体积分数为7.9%，其C质量分数0.88%. austenite in transformation-induced plasticity multiphase steels (3)经基于贝氏体等温处理工艺处理后实验钢 Metal Mater Trans A,2001,32(11)2759 03] 的屈服强度比经基于贝氏体等温处理工艺处理后的 Garcia-Mateo C,Caballero F G,Chao J,et al.Mechanical sta- 高200MPa左右，抗拉强度高100MPa左右；但经基 bility of retained austenite during plastic deformation of super high strength carbide free bainitic steels.J Mater Sci,2009,44(17): 于动态相变热轧TRP钢工艺处理后实验钢的残余 4617 奥氏体稳定性较高，拉伸变形过程中TRP效应更 [14]Evans P J,Grawford L K,Jones A.High strength C-Mn steels 显著，使其加工硬化能力增强，均匀延伸率和总延伸 for automotive applications.Ironmaking Steelmaking,1997,24 率明显提高 (5):361
第 1 期 周红凯等: 不同工艺下低碳 Mn--Si 钢的组织与力学性能 变的协调性较好，不容易造成应力集中; 而 B 钢的 基体组织是板条状贝氏体，残余奥氏体平行分布在 贝氏铁素体板条间，变形时容易产生局部应力集中， 诱发板条间的残余奥氏体发生马氏体相变． 此时 B 钢中剩余的残余奥氏体体积分数为 2. 4% ，而 A 钢 中的为 6. 8% ． 在随后的均匀塑性变形过程中，正是 这部分残余奥氏体对实验钢的加工硬化能力产生了 显著影响，导致了两种条件下应变硬化指数变化趋 势的差异． 图 9 经工艺 a、b 处理后组织中残余奥氏体含量随真应变的变化 曲线 Fig． 9 Ｒelationships between true strain and the volume fraction of retained austenite in the steel treated by Process a and Process b 3 结论 ( 1) 实验钢在基于动态相变热轧 TＲIP 钢工艺 条件下，获得了体积分数为 21% 左右的细晶铁素体 为基体，并含有一定量贝氏体、马氏体和残余奥氏体 的多相组织． 残余奥氏体在铁素体与铁素体间呈颗 粒状分布，在铁素体与贝氏体间、贝氏体与贝氏体条 间呈薄膜状分布，组织中残余奥氏体的体积分数为 11. 4% ，其 C 质量分数为 0. 99% ． ( 2) 实验钢在基于贝氏体等温处理工艺条件 下，获得了以贝氏体为基体，并含有一定量残余奥氏 体的复相组织． 贝氏体板条基本在以原奥氏体晶粒 为基础的“块状单元”内呈不同方向生成，残余奥氏 体呈薄膜状分布于贝氏铁素体板条间，组织中残余 奥氏体的体积分数为 7. 9% ，其 C 质量分数 0. 88% ． ( 3) 经基于贝氏体等温处理工艺处理后实验钢 的屈服强度比经基于贝氏体等温处理工艺处理后的 高 200 MPa 左右，抗拉强度高 100 MPa 左右; 但经基 于动态相变热轧 TＲIP 钢工艺处理后实验钢的残余 奥氏体稳定性较高，拉伸变形过程中 TＲIP 效应更 显著，使其加工硬化能力增强，均匀延伸率和总延伸 率明显提高． 参 考 文 献 ［1］ Senuma T． Physical metallurgy of modern high strength steel sheets． ISIJ Int，2001，41( 6) : 520 ［2］ De Cooman D C． Structure-properties relationship in TＲIP steels containing carbide-free bainite． Curr Opin Solid State Mater Sci， 2004，8( 3 /4) : 285 ［3］ Hashimoto S，Ikeda S，Sugimoto K，et al． Effects of Nb and Mo addition to 0. 2% C-1. 5% Si-1. 5% Mn steel on mechanical properties of hot rolled trip-aided steel sheets． ISIJ Int，2004，44( 9) : 1590 ［4］ Yin Y Y，Yang W Y，Li L F，et al． Microstructure and mechanical properties of hot rolled C-Mn-( Al) -Si TＲIP steels based on dynamic transformation of undercooled austenite． 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) ［5］ De Moor E，Gibbs P J，Speer J G，et al． Strategies for third-generation advanced high-strength steel development． Iron Steel Technol，2010，7: 133 ［6］ Wang C，Shi J，Wang C Y，et al． Development ofultrafine lamellar ferrite and austenite duplex structure in 0. 2C5Mn steel during AＲT-annealing． ISIJ Int，2011，51( 4) : 651 ［7］ Matlock D K，Speer J G． Processing opportunities for new advanced high-strength sheet steels． Mater Manuf Processes，2010， 25( 1--3) : 7 ［8］ Sun Z Q，Yang W Y，Qi J J，et al． Deformation enhanced transformation and dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel during multipass hot deformation． Mater Sci Eng A，2002， 334( 1 /2) : 201 ［9］ Miller Ｒ L． A rapid X-ray method for the determination of retained austenite． Trans ASM，1964，57: 892 ［10］ Yang W Y，Qi J J，Sun Z Q，et al． Characteristics of deformation enhanced transformation in low carbon steel． Acta Metall Sin，2004，40( 2) : 135 ( 杨王玥，齐俊杰，孙祖庆，等． 低碳钢形变强化相变的特 征． 金属学报，2004，40( 2) : 135) ［11］ Chiang J，Lawrence B，Boyd J D，et al． Effect of microstructure on retained austenite stability and work hardening of TＲIP steels． Mater Sci Eng A，2011，528( 13 /14) : 4516 ［12］ Jacques P J，Ladriere J，Delannay F． On the influence of interactions between phases on the mechanical stability of retained austenite in transformation-induced plasticity multiphase steels． Metal Mater Trans A，2001，32( 11) : 2759 ［13］ Garcia-Mateo C，Caballero F G，Chao J，et al． Mechanical stability of retained austenite during plastic deformation of super high strength carbide free bainitic steels． J Mater Sci，2009，44( 17) : 4617 ［14］ Evans P J，Grawford L K，Jones A． High strength C-Mn steels for automotive applications． Ironmaking Steelmaking，1997，24 ( 5) : 361 ·41·