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 ·1165· TRIP(transformation induced plasticity)钢是 1s一1的应变速率分别变形不同的应变量后立即淬 一种兼具高强度、高延伸率的新型汽车用钢，其 火，以研究两种钢过冷奥氏体动态相变时的组织演 显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥氏体等组成. 变规律.同时，还研究了两种钢过冷奥氏体在此温 其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在塑性变形过 度下的等温相变规律.另外，为了研究工艺参数对 程中发生形变诱导马氏体相变，使材料的局部加 C-Mn-Al-Si钢动态相变的影响，还研究了在动态相 工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而提高钢的 变前奥氏体晶粒尺寸(100和40m)、过冷奥氏体区 强度和塑性，此即所谓的TRP效应).在普通 变形温度(850和800℃)及应变速率(10和1s-1) 低合金TRP钢中，其主要成分（质量分数，%） 等条件下C-Mn-Al-Si钢动态相变的转变动力学. 为：0.120.55C,0.22.5Mn,0.41.8Si.Si不溶 所得试样平行压缩方向切开，经机械打磨和抛 于渗碳体，可有效阻碍渗碳体的析出，具有较强的 光后，用2%3%硝酸酒精侵蚀，利用LEKA光学 固溶强化作用并提高TRP钢中铁素体的强度2-)， 显微镜和ZEISS-SUPRA55场发射扫描电镜进行组 然而高的S含量会降低材料的表面质量和涂覆性 织观察，并结合DN-3A图像分析软件测量组织中 能.因此，可用其他不溶于渗碳体的合金元素，如 铁素体的体积分数 Al部分替代C-Mn-Si系TRIP钢中的Si,即C-Mn- Al-Si系TRIP钢5-6). 2实验结果与分析 与常规热轧TRP钢技术相比，基于动态相变 2.1A1部分替代Si对动态相变的影响 的热轧低合金TRIP钢技术通过过冷奥氏体动态相 利用Thermo-Calc软件计算得到C-Mn-Si钢 变，利用对形变量这一轧制过程中最容易精确控制 的A3温度为863℃，CMn-A1-Si钢的A3温度为 的参数来实现铁素体含量的控制，与现有工业生产 974℃.利用G1 eeble1500热模拟机测量试样在冷 线具有更好的相容性，易于在实际生产中实现质量 却过程中的膨胀曲线，得到在5℃s-1的冷速下 稳定化.前期工作表明，基于动态相变的热轧低 C-Mn-Si钢的Ar3温度为760℃，C-Mn-Al-Si钢的 合金TRP钢具有优异的室温拉伸性能).为了 Ar3温度为780℃.显然，用质量分数约1%的A1 促进该技术在工业生产中的应用，有必要研究合金 部分替代C-Mn-Si TRIP钢中的Si后，使钢的Ag 成分和工艺参数对热轧TRP钢动态相变过程的影 温度明显提高而Ar3温度变化不大，因此显著扩大 响，为获得易于在工业生产中实现的优化工艺提供 了A3-A3温度范围，有利于过冷奥氏体动态相变的 参考.在本文中，比较了CMn-Si系TRP钢和C 发生.由于A3温度的明显提高，在相同温度下，C Mn-Al-Si系TRIP钢的动态相变行为，讨论了AI Mn-Al-Si钢的过冷度明显增大，即相变化学驱动力 部分替代Si对过冷奥氏体动态相变的作用，并分 明显增大，在等温相变条件下，C-Mn-Al-Si钢过冷 析了动态相变前原始奥氏体晶粒尺寸、变形温度及 奥氏体向铁素体的转变明显加快.如图1所示，两 应变速率对动态相变的影响 种钢过冷奥氏体在800℃等温5min时，C-Mn-Si 钢中基本没有生成铁素体而在C-Mn-Al-Si钢中已 1 实验方法 生成体积分数约25%的铁素体. 实验用两种TRP钢经真空感应炉冶炼，其主 在动态相变条件下，由于形变的促进作用，与 要化学成分（质量分数，%）为：C-Mn-Al-Si钢，C 等温相变相比两种钢的过冷奥氏体相变均明显加 0.20,Mn1.49,Al0.98,Si0.50:C-Mn-Si钢，C 快，如图2所示.并且，虽然C-Mn-A1-Si钢的过冷 0.20,Mn1.50,Si1.63.钢锭经热锻后加工成 奥氏体动态相变过程比C-Mn-Si钢的更容易进行， φ6mm×15mm的圆柱试样，热模拟试验在Glee- 但是与等温相变条件下的明显差异相比，两种钢过 ble1500热模拟机上进行.将实验钢在奥氏体化温 冷奥氏体动态相变动力学的差异较小.图3给出了 度(C-Mn-Si钢1100℃，C-Mn-A1-Si钢1200)保温 两种钢过冷奥氏体在800℃、1s-1条件下变形至 5min充分奥氏体化，得到平均晶粒尺寸为 应变为0.69的显微组织.可以看出，与C-Mm-A1-Si (100士15)m的奥氏体晶粒.然后在奥氏体相区 钢相比，CMn-Si钢中通过动态相变形成的铁素体 (C-Mn-Si钢1000℃，C-Mn-Al-Si钢1100℃)以晶粒数量并没有明显差异，但是铁素体晶粒尺寸明 0.5s-1的应变速率施以30%的变形，通过奥氏体的 显细小.C-Mn-Al-Si钢中动态相变得到的铁素体晶 动态再结晶得到平均晶粒尺寸为(40士5)m的奥氏 粒平均尺寸约为2.5m,而C-Mn-Si钢中动态相变 体晶粒.然后以5℃s-1的速率冷却到800℃，以 得到的铁素体晶粒平均尺寸约为1.5m.铁素体第 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 1165 ·· TRIP (transformation induced plasticity) 钢是 一种兼具高强度、高延伸率的新型汽车用钢，其 显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥氏体等组成. 其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在塑性变形过 程中发生形变诱导马氏体相变，使材料的局部加 工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而提高钢的 强度和塑性，此即所谓的 TRIP 效应 [1] . 在普通 低合金 TRIP 钢中，其主要成分 (质量分数，%) 为：0.12∼0.55 C，0.2∼2.5 Mn，0.4∼1.8 Si. Si 不溶 于渗碳体，可有效阻碍渗碳体的析出，具有较强的 固溶强化作用并提高 TRIP 钢中铁素体的强度[2−3]， 然而高的 Si 含量会降低材料的表面质量和涂覆性 能[4] . 因此，可用其他不溶于渗碳体的合金元素，如 Al 部分替代 C-Mn-Si 系 TRIP 钢中的 Si，即 C-Mn￾Al-Si 系 TRIP 钢[5−6] . 与常规热轧 TRIP 钢技术相比，基于动态相变 的热轧低合金 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，与现有工业生产 线具有更好的相容性，易于在实际生产中实现质量 稳定化. 前期工作表明，基于动态相变的热轧低 合金 TRIP 钢具有优异的室温拉伸性能 [7] . 为了 促进该技术在工业生产中的应用，有必要研究合金 成分和工艺参数对热轧 TRIP 钢动态相变过程的影 响，为获得易于在工业生产中实现的优化工艺提供 参考. 在本文中，比较了 C-Mn-Si 系 TRIP 钢和 C￾Mn-Al-Si 系 TRIP 钢的动态相变行为，讨论了 Al 部分替代 Si 对过冷奥氏体动态相变的作用，并分 析了动态相变前原始奥氏体晶粒尺寸、变形温度及 应变速率对动态相变的影响. 1 实验方法 实验用两种 TRIP 钢经真空感应炉冶炼，其主 要化学成分 (质量分数，%) 为：C-Mn-Al-Si 钢，C 0.20，Mn 1.49，Al 0.98，Si 0.50；C-Mn-Si 钢，C 0.20， Mn 1.50， Si 1.63. 钢锭经热锻后加工成 φ6 mm×15 mm 的圆柱试样，热模拟试验在 Glee￾ble1500 热模拟机上进行. 将实验钢在奥氏体化温 度 (C-Mn-Si 钢 1100 ℃，C-Mn-Al-Si 钢 1200 ◦ ) 保温 5 min 充分奥氏体化， 得到平均晶粒尺寸为 (100±15) µm 的奥氏体晶粒. 然后在奥氏体相区 (C-Mn-Si 钢 1000 ℃，C-Mn-Al-Si 钢 1100 ℃) 以 0.5 s−1 的应变速率施以 30%的变形，通过奥氏体的 动态再结晶得到平均晶粒尺寸为 (40±5) µm 的奥氏 体晶粒. 然后以 5 ℃ ·s −1 的速率冷却到 800 ℃，以 1 s−1 的应变速率分别变形不同的应变量后立即淬 火，以研究两种钢过冷奥氏体动态相变时的组织演 变规律. 同时，还研究了两种钢过冷奥氏体在此温 度下的等温相变规律. 另外，为了研究工艺参数对 C-Mn-Al-Si 钢动态相变的影响，还研究了在动态相 变前奥氏体晶粒尺寸 (100 和 40 µm)、过冷奥氏体区 变形温度 (850 和 800 ℃) 及应变速率 (10 和 1 s−1 ) 等条件下 C-Mn-Al-Si 钢动态相变的转变动力学. 所得试样平行压缩方向切开，经机械打磨和抛 光后，用 2%∼3%硝酸酒精侵蚀，利用 LEIKA 光学 显微镜和 ZEISS-SUPRA 55 场发射扫描电镜进行组 织观察，并结合 DN-3A 图像分析软件测量组织中 铁素体的体积分数. 2 实验结果与分析 2.1 Al 部分替代 Si 对动态相变的影响 利用 Thermo-Calc 软件计算得到 C-Mn-Si 钢 的 A3 温度为 863 ℃，C-Mn-Al-Si 钢的 A3 温度为 974 ℃. 利用 Gleeble1500 热模拟机测量试样在冷 却过程中的膨胀曲线，得到在 5 ℃ ·s −1 的冷速下 C-Mn-Si 钢的 Ar3 温度为 760 ℃，C-Mn-Al-Si 钢的 Ar3 温度为 780 ℃. 显然，用质量分数约 1%的 Al 部分替代 C-Mn-Si TRIP 钢中的 Si 后，使钢的 A3 温度明显提高而 Ar3 温度变化不大，因此显著扩大 了 A3-Ar3 温度范围，有利于过冷奥氏体动态相变的 发生. 由于 A3 温度的明显提高，在相同温度下，C￾Mn-Al-Si 钢的过冷度明显增大，即相变化学驱动力 明显增大，在等温相变条件下，C-Mn-Al-Si 钢过冷 奥氏体向铁素体的转变明显加快. 如图 1 所示，两 种钢过冷奥氏体在 800 ℃等温 5 min 时，C-Mn-Si 钢中基本没有生成铁素体而在 C-Mn-Al-Si 钢中已 生成体积分数约 25%的铁素体. 在动态相变条件下，由于形变的促进作用，与 等温相变相比两种钢的过冷奥氏体相变均明显加 快，如图 2 所示. 并且，虽然 C-Mn-Al-Si 钢的过冷 奥氏体动态相变过程比 C-Mn-Si 钢的更容易进行， 但是与等温相变条件下的明显差异相比，两种钢过 冷奥氏体动态相变动力学的差异较小. 图 3 给出了 两种钢过冷奥氏体在 800 ℃、1 s−1 条件下变形至 应变为 0.69 的显微组织. 可以看出，与 C-Mn-Al-Si 钢相比，C-Mn-Si 钢中通过动态相变形成的铁素体 晶粒数量并没有明显差异，但是铁素体晶粒尺寸明 显细小. C-Mn-Al-Si 钢中动态相变得到的铁素体晶 粒平均尺寸约为 2.5 µm，而 C-Mn-Si 钢中动态相变 得到的铁素体晶粒平均尺寸约为 1.5 µm. 铁素体