.1166 北京科技大学学报 第35卷 晶粒尺寸的差异应该主要是由于C-Mn-Si中高的M-Si钢过冷奥氏体动态相变发展较为缓慢的主要 Si含量所产生的固溶拖曳作用8-，这可能是C原因. 100um 100m 图1两种实验钢在800℃等温5min的淬火组织.(a)C-Mn-Si钢：(b)C-Mn-Al-Si钢 Fig.1 Microstructures of two steels quenched after holding at 800 C for 5 min:(a)C-Mn-Si steel;(b)C-Mn-Al-Si steel 100 素体、25%~40%的贝氏体及5%~15%的残余奥氏体 -·-C-Mn-Si钢，等温相变 80- 组成，而热轧TRP钢工艺控制的关键是获得一定 中 ·变 体积分数（约50%）的铁素体和奥氏体的混合组织 60 -△-C-Mn-A-Si铜，动态相变 后，再快冷到贝氏体相区进行等温处理.与常规热 40 轧TRP钢技术通过控制轧后冷却阶段奥氏体向铁 素体的转变程度不同，基于动态相变的热轧TRIP ■ 钢技术通过过冷奥氏体动态相变，利用对形变量这 轧制过程中最容易精确控制的参数来实现铁素体 0.1 100 200300400600800 时间/s 含量的控制.在低碳钢中的研究表明10-1，动态相 变前奥氏体晶粒尺寸、过冷奥氏体形变时的变形温 图2两种钢过冷奥氏体在不同条件下的相变动力学曲线 度和应变速率均对过冷奥氏体动态相变过程产生一 Fig.2 Transformation kinetics curves of undercooled austenite for two steels at different conditions 定程度的影响.为了更好地利用动态相变控制TRP 2.2工艺参数对动态相变的影响 钢中的铁素体转变量，有必要考察上述工艺参数对 TRIP钢的典型组织由体积分数50%60%的铁 TRP钢动态相变动力学的影响. 10 um 10m 图3实验钢在800℃、1s-1条件下变形至应变为0.69的淬火组织.(a)C-Mn-Si钢：(b)C-Mn-A-Si钢 Fig.3 Microstructures of two steels quenched after deformed at 800 C and 1 s-1 to the strain of 0.69:(a)C-Mn-Si steel;(b) C-Mn-Al-Si steel 如图4(a)所示，动态相变前奥氏体品粒尺寸由 尺寸使得单位体积内晶界面积及品棱数量等增加， 100减小到40m,过冷奥氏体动态相变的动力学明 导致相变时铁素体的形核位置增加：另外，奥氏体 显加快.这主要是由于奥氏体向铁素体转变时，铁 晶粒尺寸较小时，有利于改善晶粒之间的应变协调， 素体优先在原奥氏体晶界形核，而减小奥氏体晶粒 促使应变由晶界向晶内的传递，减轻并缓和各晶粒· 1166 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 晶粒尺寸的差异应该主要是由于 C-Mn-Si 中高的 Si 含量所产生的固溶拖曳作用[8−9]，这可能是 C￾Mn-Si 钢过冷奥氏体动态相变发展较为缓慢的主要 原因. 图 1 两种实验钢在 800 ℃等温 5 min 的淬火组织. (a) C-Mn-Si 钢；(b) C-Mn-Al-Si 钢 Fig.1 Microstructures of two steels quenched after holding at 800 ℃ for 5 min: (a) C-Mn-Si steel; (b) C-Mn-Al-Si steel 图 2 两种钢过冷奥氏体在不同条件下的相变动力学曲线 Fig.2 Transformation kinetics curves of undercooled austenite for two steels at different conditions 2.2 工艺参数对动态相变的影响 TRIP 钢的典型组织由体积分数 50%∼60%的铁 素体、25%∼40%的贝氏体及 5%∼15%的残余奥氏体 组成，而热轧 TRIP 钢工艺控制的关键是获得一定 体积分数 (约 50%) 的铁素体和奥氏体的混合组织 后，再快冷到贝氏体相区进行等温处理. 与常规热 轧 TRIP 钢技术通过控制轧后冷却阶段奥氏体向铁 素体的转变程度不同，基于动态相变的热轧 TRIP 钢技术通过过冷奥氏体动态相变，利用对形变量这 一轧制过程中最容易精确控制的参数来实现铁素体 含量的控制. 在低碳钢中的研究表明[10−11]，动态相 变前奥氏体晶粒尺寸、过冷奥氏体形变时的变形温 度和应变速率均对过冷奥氏体动态相变过程产生一 定程度的影响. 为了更好地利用动态相变控制 TRIP 钢中的铁素体转变量，有必要考察上述工艺参数对 TRIP 钢动态相变动力学的影响. 图 3 实验钢在 800 ℃、1 s−1 条件下变形至应变为 0.69 的淬火组织. (a) C-Mn-Si 钢；(b) C-Mn-Al-Si 钢 Fig.3 Microstructures of two steels quenched after deformed at 800 ℃ and 1 s−1 to the strain of 0.69: (a) C-Mn-Si steel; (b) C-Mn-Al-Si steel 如图 4(a) 所示，动态相变前奥氏体晶粒尺寸由 100 减小到 40 µm，过冷奥氏体动态相变的动力学明 显加快. 这主要是由于奥氏体向铁素体转变时，铁 素体优先在原奥氏体晶界形核，而减小奥氏体晶粒 尺寸使得单位体积内晶界面积及晶棱数量等增加， 导致相变时铁素体的形核位置增加；另外，奥氏体 晶粒尺寸较小时，有利于改善晶粒之间的应变协调， 促使应变由晶界向晶内的传递，减轻并缓和各晶粒