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