相变诱发塑性钢的研究现状与发展

图4热轧TRIP钢的生产原理
4.2冷轧TRIP钢生产 冷轧TRIP钢的生产一般是钢板在冷轧后经过热处理方法得到多相的TRIP组
织。其热处理工艺路线主要概括为两相区退火+贝氏体区保温，冷轧钢板在奥氏 体和铁素体两相区保温一段时间，使 C和其他合金元素能充分扩散，为取得较 好的TRIP效应优化铁素体量，以便获得尽可能稳定的残留奥氏体，一般选择在 奥氏体和铁素体含量相等的温度进行保温。然后钢板经过快速冷却至贝氏体区 以避免生成珠光体，并保温一段时间。在贝氏体区等温的目的主要是通过在贝 氏体形成过程中，碳进一步向残余奥氏体中富集，使残留奥氏体的稳定性大大 提高，并在随后的冷却过程中保留下来。贝氏体区等温后冷却至室温，可以得 到铁素体+贝氏体+残余奥氏体的典型TRIP钢组织。需要注意的是在贝氏体相变 发生的时候，伴随着碳从贝氏体到周围残余奥氏体的再分配所有的这些贝氏体 特性的变化将影响残余奥氏体和最终机械性能。因此必须选择合适的等温温度 和等温时间，以得到合适的残留奥氏体量及足够的稳定性。与热轧 TRIP钢相比 较，冷轧TRIP钢热处理工艺易于控制，得到的TRIP钢力学性能和表面质量较好。 4.4TRIP钢生产现状 近20年来，德国、韩国、日本、比利时等国家许多企业对 TRIP钢进行了深 入研制并取得了很多成果。德国蒂森克虏伯钢铁公司研究出 600MPa、 800MPa 级 别 热 镀 锌 TRIP 钢 并 已 经 商 业 化 生 产 ； 韩 国 浦 项 已 经 研 制 出 强 800MPa~1200MPa 级别的冷轧 TRIP 钢， 600MPa 、 800MPa级别热轧 TRIP 钢也正 在工业试制；比利时CockerillSambre公司的K.Eberle改变传统的热处理工艺，在 热轧和冷轧之间增加一道罩式炉退火工序以促进Mn在铁素体基体的扩散和在渗 碳体中的富集，并在随后的连续退火工序中，Mn富集的渗碳体转变成稳定的残 余 奥 氏 体 ， 成 功 开 发 无 硅 和 铝 的 TRIP 钢 。 日 本 新 日 铁 公 司 也 开 发 出 了 600MPa~800MPa级的TRIP钢板以及1000MPa级的超高强度钢板。目前国外TRIP 钢 的 供 货 级 别 覆 盖 了 600MPa~1200MPa 范 围 内 的 4 个 级 别 ， 其 中 600MPa 、 800MPa级别还能进行热镀锌工艺生产，成分体系也逐渐由高碳高硅逐渐发展到 具有良好焊接性和表面质量的低碳低硅系列。 国内宝钢[9]、鞍钢、武钢、首钢等钢铁企业对 TRIP钢的生产进行了深入研 究，并取得了很大进步。至 2009 年，宝钢已经研发成功 590MPa 和 780MPa级别 的冷轧TRIP 钢和热镀锌 TRIP 钢，并开始着手 980MPa冷轧 TRIP 钢的开发。鞍钢 目前已研制开发出590MPa和780MPa级别的冷轧TRIP钢，其中590MPa还进行了 热镀锌的工业试制。
式中，δ是相变体积应变，σ0 y 是母相的屈服应力。
2TRIP钢中的合金元素及其成分设计的进展
用zackay等对高合金均质后稳定奥氏体钢中相变诱发塑性的最初观察方法， 新日铁的研究人员发现在一种中碳含硅 CMn钢，经临界区退火并在贝氏体区等 温相变的过程中也出现奥氏体稳定性现象。这一现象可用于连续退火的钢板生 产线。这一发现打开了开发新一代低合金高强度成形用 TRIP钢板产品的道路。 这类钢特别适用于汽车的苛刻需求，具备高强度(抗拉强度500一1000MPa)，高 成形性(延伸率20一40%)和高应变率变形时的高动态吸能特性。
活度系数，增加C在铁素体中的固溶度，同时升高渗碳体开始转变温度。更重 要的是，Al加速贝氏体的形成。据研究，更高的贝氏体形核率使含铝 TRIP钢的 贝氏体转变动力学增加。这有利于实现工业化生产。因为用于汽车钢板生产的 许多连续镀锌生产线，是按IF钢设计的，没有很长的过时效段进行贝氏体等温。 然而Al合金化也有缺点，就是固溶强化效果差以及Ms点温度显著提高，使奥氏 体Ms一Mf的范围部分处于室温以上，变得不稳定。 微合金Nb，Ti和V：近来TRIP钢的发展主要集中在800MPa到1000MPa的钢 板。为了获得强度更高 (1000MPa)塑性又好的 TRIP 钢，提出了微合金化的观念。 Nb，Ti 和V单独或复合添加，作为钢中的微合金化合金元素，可以改善钢的微 观组织，形成碳或碳氮析出物。B.c.Decooman等研究了Nb微合金化TRIP钢的组 织和性能。TRIP钢板因具有相对高的碳含量(TRIP钢中碳含量约0.2%，HSLA钢 的碳含量<0.1%)，其碳氮化合物较难重新分解。所以，将低合金高强度钢的合 金化思路用于AHSS之前必须慎重考虑[5]。
1TRIP效应的提出及其机理研究
1.1TRIP效应的提出 sauveur[1] 在 1924年就提出，铁在相变时会出现软化，即对流变的抗力减少 的现象。以后的大量工作均证明了他的发现：金属及合金在相变过程中塑性增 长，在低于母相屈服强度的情况下会产生塑性变形，这种特性被称为相变诱发 塑性(Transformtion Induced Plasticity)或简称为相变塑性 (TRIP)。20 世纪60 年代， Zackey[2]等在研究高镍高铬钢中的奥氏体向马氏体转变时发现钢中存在 TRIP效 应，并开发了可供实际应用的TRIP钢，其主要由铁素体、贝氏体、残余奥氏体 组成，可能还有马氏体。当应力作用在钢板上时，如拉伸试验、汽车零件变形、 汽车撞击等，在应变集中的地方，残余奥氏体将转变为马氏体，由于马氏体的 硬度高，使局部的硬度得到提高，继续变形较困难，同时变形进一步向周围组 织转移，颈缩的产生被延迟，随着相变的不断发展，材料获得了很高的塑性。 残余奥氏体相变时体积增大，压迫周围的基体，使其发生塑性变形，引起位错 密度增加，产生位错强化，同时相变产生的马氏体也使材料强度提高，钢板经 相变后的塑性和强度都有提高。由于当时的相变诱发塑性钢使用了大量的贵重 合金元素，生产成本非常高，限制了其应用范围。近 20年来，TRIP效应的研究 集中于高强度低合金钢，主要成分(质量分数)是0.25～0.3%C，1.0%～2.0%Si， 1.0%～2.0%Mn （在这基础上多数都加入Ni)，也有少数研究者加入 V、Ti 或Mo 等，由于其低的合金元素含量，使其在具有较高强度和塑性的同时，焊接性能 也．得到了很大提高。 1.2形变诱发马氏体相变机理 在马氏体转变温度Ms点以上，奥氏体在应力和塑性变形作用会诱发马氏体 相变，这一过程可以用图1的热力学条件加以说明。图中ΔGγ→α为在温度Ms的相 变驱动力，而形变为相变所提供的能力为机械驱动力。途中阴影部分表示化学
驱动力随温度的变化。当温度在 Ms 点时，化学驱动力刚好等于 ΔGγ→α。图中ab 线代表化学驱动力叠加上去的一部分机械驱动力，设在温度T1，化学驱动力为 mn，若在该温度下，所提供的 pm+mn刚好等于ΔGγ→α，就能发生马氏体相变。 显然温度越高pm值越大，所需机械驱动力越大[3]。
图1形变诱发马氏体相变热力学条件示意图 形变诱发马氏体相变的最高温度为 Md 点，即在高于Md点不能诱发相变。 过去把应力应变所形成的马氏体统称为形变诱发马氏体，但是大多数研究者按 马氏体形成前母相奥氏体是否屈服分为应力诱发马氏体和应变诱发马氏体，见 图2马氏体相变是位移式的，因此对应力和应变是敏感的。图 2中所示，如果温 度在Ms以上，由于驱动力不够，不足以发生相变，但是在此温度增加应力，就 相当于给系统增加了驱动力，在此温度下马氏体就能形核。应力协助形核线开 始于Ms点，然后随温度线性升高。在Ms以上的温度，这时随应力增加，母相开 始塑性变形，而且母相的流变强度随着温度的升高而降低。实验表明，在Ms以 上，应力到达奥氏体屈服强度时，就会开始形核，显然应变诱发形核所需的应 力小于应变协助形核所需的应力。到了Md温度时，化学驱动力太小，即使应力 很高也不会形核。
国内的俞德钢等提出了高强度低合金TRIP钢的成分设计思路。低合金TRIP 钢属于合金元素很低的钢，例如在当前的800Pa级TRIP 钢中，合金元素包括残 余元素的总含量大约在3.5%左右。因此，在TRIP钢合金成分设计过程中为了获 得所需的性能，合金元素种类的选择和最小量的确定很关键。LinLi等特别针对 高强度低合金TRIP钢提出了组织和成分设计思路[4]。 TRIP钢中各化学元素的作用具体如下： 在化学成分中碳含量是关键。碳在显微组织各相中的分布是获得 TRIP钢性 能的基础。碳应当最大限度地富集于残余奥氏体中以使钢的Ms温度降至室温以 下，从而得到最佳的机械性能。因为焊接性的考虑，如今TRIP钢的典型含碳量 与最初的TRIP钢己经截然不同，由0.4%降低至0.10一0.25%甚至更低。 Mn 含量为 1.5%左右，这可使材料获得好的淬透性。 Mn元素是稳定奥氏体 的元素，可使渗碳体的析出温度降低。同时 Mn元素降低了C在铁素体和奥氏体 中的活度系数，增加了C在铁素体中的固溶量。 Mn元素在渗碳体中可溶。但过 量的Mn含量(约2.5%)会使得微观组织中形成带状组织和过分稳定的残余奥氏体 是不利的。 合金元素Si使C在铁素体和奥氏体中的活度系数大大增加，但使C在铁素体 中的固溶度降低，同时也使渗碳体开始从铁素体中析出的温度提高。 Si元素阻 止了贝氏体等温阶段渗碳体的形成。由于贝氏体转变在近平衡的条件下发生， 所以，Si 元素不可能远离渗碳体进行长程扩散，也就是说不能期望 Si 在贝氏体 的相变过程中对碳化物的长大速率产生影响。所以 Si 的影响仅仅限于对渗碳体 形核，相变驱动力以及对铁素体，奥氏体，渗碳体中碳活度系数的影响。 Si元 素围绕着渗碳体的晶核聚集，显著的增加局部碳的活度，阻碍了碳向渗碳体晶 核扩散，从工业生产角度考虑，Si会显著减慢贝氏体转变动力学，就意味着冷 轧CMnSi型TRIP钢只能在有长过时效段的生产线上生产。 汽车行业对AHSS 镀锌板的需求促使 TRIP 成分钢不断的演变，超越传统的 CMnSi系。因热镀锌与电镀锌的镀锌层质量相当，从经济性考虑，要尽量使用 热镀锌板代替采用昂贵的电镀锌板。但由于高 Si含量会使钢板的表面形成氧化 薄膜，在热浸镀锌工艺中会形成阻碍层，从而使钢板在液态锌中的润湿性降低。 因此需要降低Si含量。然而硅能非常有效地防止贝氏体等温阶段渗碳体的形成， 其有效阻止渗碳体形成的最小含量为 0.8%左右。所以至少含 0.3%~0.8%硅是有 利的 铝理论上说可用l%Al替代TRIP钢中的Si。所以CMnAl型TRIP钢已经引起关 注。Si和Al都不固溶于渗碳体，两者都显著地阻止了渗碳体的形成。 CMnAl型 TRIP 钢中高的铝含量使得残余奥氏体中具有高的含碳量。Al 降低铁素体中C的
4TRIP钢板生产工艺和现状
生产TRIP钢板典型的工艺路线有热轧和冷轧热处理两种[6] [7] [8]。 4.1热轧TRIP钢生产 热轧TRIP钢的生产原理如图4示：钢板在单相区终轧后快速冷却到Ar3~Ar1 温度等温，形成一定体积分数的多边形铁素体+奥氏体。保持时间和缓冷的温度 以不形成珠光体为准，因为珠光体的形成将消耗大量的碳，从而减弱了碳在未 转变奥氏体中的富集。然后再快速冷却到卷取温度，完成奥氏体到贝氏体的转 变。卷取温度控制在450℃以下以抑制珠光体的形成，从卷取温度自然冷却到室 温。热轧工艺生产流程较短，能源消耗成本低，但是工艺难以控制。
相变诱发塑性钢的研究现状与发展
谢有珑 153311001 研究表明，在其他条件不变的情况下，汽车质量每减轻 10%，则油耗可下 降8%一10%，而为提高汽车安全性，又要增加主动与被动安全措施，这将增加 汽车的质量，解决这一矛盾的有效手段就是采用先进高强度钢，相变诱发塑性 钢(TRIP)钢的研制成功为解决强度和质量的矛盾提供了方向，相变诱发塑性钢 (TRIP)不但具有高的强度和较高的塑性，而且还具有较好的成形性能、焊接性 能，特别是较高的动态力学性能、抗侵入性能和吸能能力，使它成为近年来汽 车用钢板的一大热点。目前多被应用在汽车的安全类结构件，例如车门防护杆、 保险杠、顶盖横梁和驾驶室地板梁等。在国外一些公司已经相继成功开发出热 轧、冷轧、热镀锌等TRIP钢，抗拉级别最高可以达到1200MPa，相继投入了商 业生产。
图2马氏体转变时临界应力与温度的关系 1.3相变诱发塑性现象 相变诱发塑性增长的现象称为 TRIP效应。相变诱发塑性包含两部分：一部 分是由于形状变化而在马氏体周围引起的塑性应变或塑性协调；另一部分相变 本身的切变造成的。这两部分分别称为“ Greenwood-Johnson”效应和“Magee” 效应。最早解释TRIP效应的是Greenwood和Johnson，他们研究了试样在恒定应 力载荷下由冷却/加热而引起的相变过程，发现在外加载荷和相变产生的本征应 力交界处产生了不可逆应变，称为TRIP应变，在单向拉伸的状态下：
图3典型TRIP钢金相组织图
奥氏体的尺寸小于100μm，纵横比大于2.5。由于被贝氏体包围，形成贝氏 体时两侧的贝氏体同时向残留奥氏体排碳，使碳高度富集，使Ms点下降，因此 稳定性大大提高，而且由于周围的贝氏体产生水静压力，即使在很大的应变下 也不发生马氏体相变。极少量的马氏体主要是在淬火冷却到室温的过程中由稳 定性相对较差的奥氏体转变而来，一般都呈岛型的 TRIP 钢显微组织如图 3 所示，即铁素体边界分布着残留奥氏体和贝 氏体，残留奥氏体的含量约为6％～10％。文献指出：铁素体一般作为基体，呈 等轴晶状分布；贝氏体旱条状或粒状分布于晶界处；残留奥氏体主要分布于三 个位置：(1)呈岛状分布于铁素体晶粒内或晶界处，(2)呈岛状分布于贝氏体铁素 体晶界处，(3)呈膜状或针状分布于贝氏体铁素体条问：其中岛状残留奥氏体尺 寸较大，而分布于贝氏体铁素体条间的针状或膜状。典型的TRIP 钢组织如图 3 所示。