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·