新型超高强TRIP钢组织性能研究

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高锰TRIP-TWIP钢变形行为的研究进展

第9卷第4期材料与冶金学报V o l 9N o 4 收稿日期:2010 09 01.作者简介:丁桦(1958 ),女,安徽合肥人,东北大学教授,博士生导师,E -m ai:l D i nghua@s mm neu edu cn ;杨平(1959 ),男,湖南岳阳人,北京科技大学教授,博士生导师.2010年12月Journa l o fM aterials and M etall u rgyD ec .2010高锰TR I P /T W IP 钢变形行为的研究进展丁桦1,杨平2(1.东北大学材料与冶金学院,沈阳110819;2.北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083)摘要:高强度高塑性是汽车用钢发展的主要趋势.Fe -M n-A l-Si 系TR IP /TW IP 钢、F e -M n -C 系TW IP 钢和Fe-M n-A l-C 钢具有高的强度、优良的塑性和成形性,为新一代汽车材料.近年来,这些奥氏体汽车用钢的研究与开发受到了高度重视.本文对高锰TR IP /TW IP 钢的组织性能、晶体学行为、强韧化机制、应变硬化行为和高速变形方面的研究工作进行了综述.关键词:高锰钢;TR I P 效应;TW IP 效应;层错能;组织演变;力学性能中图分类号:TG 142 1 文献标识码:A 文章编号:1671 6620(2010)04 0265 08R esearch in defor m ati on behaviors of high M n TR IP /T W I P steelsD I N G H ua 1,YANG Pi n g2(1.Schoo l ofM a t eri a ls and M etallurgy ,N ort h ea stern Un i versit y ,Sh enya n g 110819,Ch i n a ;2.Schoo l o fM aterials S cience a nd En gi nneri ng ,Un i versit y of Sci ence a n d Techno logy B eiji ng ,B eiji ng 100083,Ch i n a)A bstrac t :H i gh strength and h i gh plasticity is t he m ajor trend i n the deve l op m en t of au t o m ob il e steels .Fe-M n -A l-Si TR I P /T W IP stee ls ,Fe-M n-C TW IP stee l s and Fe-M n -A l-C steels ,as a new gen erati on of a u to m obile stee ls ,possess h i gh strengt h ,s uperi or plasticity and good for m ability .In recent years ,R&D in these au stenitic auto m obile steels has rece i ved m uch attenti on .In t h e present paper ,t he re search w orks i n m echan ical properties ,m icrostru ct u re and text u re evol u ti on ,strengthen i ng m echan is m s ,strain h arden i ng behav i ors and h i gh strai n rate defor m ati on have been su mm arized .K ey w ords :hig h M n stee;l TR IP effec;t TW IP effec;t stack i ng fau lt energy ;m i crostructural evol u tion ;m echanical proper t y汽车轻量化是汽车发展的主要方向,而减轻车身材料的质量是减轻车重的有效途径.因此,许多钢铁企业竞相研发和采用先进高强钢,如TR I P 钢、DP 钢、T W I P 钢和马氏体钢等.近年来,高锰TR I P /TW I P 钢一直是高强钢研究中的一个热点[1,2].G rassel 和Fro mm eyer 等研究者发表的Fe-(15-30M n)-3A l-3Si 钢系统的研究结果[3~5]表明:随着M n 含量的不同,高锰钢可分为具有相变诱发塑性的高锰TR I P (T ransfor m a ti o n Induced P lasticity)钢和孪晶诱发塑性的TW I P (Tw inn i n g Induced Plasticity )钢.高锰TR I P/T W I P 钢具有高的强度和延伸率、较低的屈强比及良好的成形性能,并具有很强的能量吸收能力,在汽车轻量化的进程中具有竞争力.1 高锰钢与层错能层错能是了解高锰钢组织与性能之间关系的一个关键性参数.层错能通过滑移模式、形变孪晶和马氏体相变显著影响材料的强度、韧性及断裂,因此关于层错能的认识在解释高锰钢变形特性和力学行为方面十分重要[6].层错能并非常数,它受成分和温度等因素的影响[7].高锰钢的变形机制根据堆垛层错能(Stack Fau lt Ener gy ,SFE )和相变的吉布斯自由能( G )不同,可分为马氏体相变、应变诱发相变(TRIP 效应)、应变诱发孪晶(T W I P 效应)和位错滑移.研究表明[5],SFE 20m J/m 2时,易产生形变诱发马氏体,即相变诱发塑性,发生TR I P 效应;而当SFE 25m J/m 2时,高锰钢优先形成孪晶而不发生马氏体相变,称为孪生诱发塑性,即T W I P 效应.但是,仅考虑层错能是不够的,因为难以解释为何层错能值相差不大,变形机制却不相同.更为详细的描述是同时考虑奥氏体向马氏体转变的自由能,即 G !.当 G !为115~250m J/m 2,层错能为25m J /m 2时,形变孪生优先发生.A llain 等[8~10]构建了相关的模型对高锰奥氏体钢的孪生诱发塑性进行了分析.他们的研究结果表明:在一定范围内增大SFE ,会导致变形机制由形变诱发马氏体相变向形变诱发孪晶转变.图1 不同合金成分和温度下高锰钢变形机制随层错能的转变图1)Fig 1 S t ack ing fau lt energy f o r transition be t ween d iff e ren t de f o r ma tion m echan is ms i n dependence o fte m pera ture and chem ica l compositi o n 1)1)N.C abanas Poy ,PhD t hesis ,Ghent Un i versit y ,20042)K.Ph i u-on,Dr .-Ing thesis ,R WTH Aachen ,2008图1为奥氏体钢的变形机制与钢的合金元素含量及温度关系的示意图1.图中示出,随着提高层错能的合金化元素(C ,M n ,A l 等)的增加和温度的升高,高锰钢的变形机制从TRI P 效应转变为T W I P 效应,最后变为以位错滑移为主的机制.从图中可以得出层错能是影响实验钢变形机制的决定性因素.需要指出的是该图只是示意图,图中变形机制的转变不一定能用直线描述.2 TR I P /T W I P 钢的组织性能第一类高锰TRI P /T W I P 钢为Fe-M n-A l-S i 系,关于该系钢的研究工作很多,包括合金成分、变形条件和热处理工艺等对钢的微观组织、力学性能和成形性能的影响等[3~5,11~17].典型成分(质量分数/%)为Fe -25M n-3A l-3Si 的钢经组织调整后为全奥氏体组织,在变形过程中只发生TW I P 效应,室温下具有中等的抗拉强度和极优的塑性(延伸率大于80%),其强塑积约为50GPa %.研究表明[3],根据力学性能和组织演变可将变形温度分为三个区间:当温度在200~400∀时,滑移是主要的变形机制;而在20~200∀,随着温度的降低,形变诱发孪生增加,钢的塑性增加;当温度低于20∀,形变诱发孪生的速率加快,在变形早期即完成,实验钢的延伸率随着温度的降低而减少.在一定的M n 含量的范围内,TRI P 效应和TW I P 效应共存,这类合金兼具较高的强度和良好的塑性,如Fe-18 8M n-3A l-3Si 合金的抗拉强度和塑性分别为700M Pa 和40%[15];Fe-23 8M n -3Si-3A l 合金的抗拉强度和塑性分别为600M Pa 和70%[16,17].第二类T W I P 钢为Fe-M n-C 系[8~10,18~21],在这类合金中奥氏体是稳定的,不发生马氏体相变,因此只发生T W I P 效应.典型成分为Fe-23M n-0 6C 的钢的抗拉强度为1000M Pa ,塑性大于70%[20].文献[8]建立了T W I P 钢中孪生诱发塑性的物理模型,用该模型描述了层错能较低(20m J/m 2)的Fe-22M n-0 6C 钢的力学特性和组织特征,阐明了不同尺度下孪晶的形成,定量描述了孪生与位错的相互作用,模拟结果可预测孪晶厚度和孪晶周围的应力场.Fe-M n -C 系T W I P 钢的含碳量较高,在变形时会出现动态应变时效(Dyna m ic S tra i n Ag ing ,DSA ),这类合金的组织表征近来受到了研究者的关注[20,21].Fro mm eyer 等研究者对高强Fe -(18~28)M n-(9~12)A l-(0 7~1 2)C 钢进行了研究[22].实验钢室温时强度为700~1100M Pa ,塑性优良(~60%).由于A l 的大量添加,Fe-M n-A l-C 钢的层错能很高(~110m J /m 2),在变形时既不发生马氏体相变,也不发生机械孪生,而是出现大量均匀的剪切带.研究者认为均匀的剪切变形对总的塑性有重要的贡献,被称为剪切带诱发塑性(Shear B and Induced P lasticity),简称SI P 效应.这种钢的另一特点是在奥氏体基体上均匀分布着纳米级碳化物,它们间距很小,并与奥氏体基体共格.同时在钢中还有5%~15%的铁素体.有SI P 效应的高强Fe-M n-A l-C 钢具有优良的成形性和抗碰撞性能,且密度仅为6 5~7g /c m 3,减重效果好,是一类很有潜力的材料,可为汽车材料的减重降耗提供一种新的选择.但是,在Fe-A l -M n-C 钢变形行为方面的研究尚不够深入.考虑到T W I P 钢中高的M n 含量会导致浇注性差、高温氧化和边裂等缺陷,Lee 等[23]在对奥氏体基体层错能及其稳定性等进行计算的基础266材料与冶金学报第9卷上,设计了变形过程中仅发生T W I P效应的、且M n含量相对低的TW I P钢,典型成分为Fe-18M n-0 6C-1 5A l、Fe-15M n-0 6C-2C r-0 21N和Fe-12M n-0 9C-2S.i TW I P钢的抗拉强度为1000~1150MPa,延伸率为45%~60%.在合金元素(C r、N、A l、Nb、T i、S i等)对TW I P钢性能的影响、高温变形行为、高速变形行为、孪晶的形成机制(主要是原位观察方面)、冲压性能以及氢对断裂的影响等方面已开展了一系列的研究工作.3 TR I P/T W I P钢的晶体学行为晶体学主要包含两方面,一是形变过程的宏观织构演变,二是形变/相变机制的微观不均匀性或称取向依赖性.对T W IP效应伴随的织构演变已有较多的研究.因没有相变,T W I P钢在变形时形成典型的低层错能FCC金属形变织构,即与黄铜、银等金属的形变织构相同.轧制时形成黄铜型{110}<112>织构,同时含高斯织构{110}<001>和S织构{123}<634>[19,24,25].单向拉伸时形成以<111>为主、<100>为辅的线织构,压缩时形成<110>线织构[26].对取向依赖性方面的研究相对少一些.由于晶粒取向不同,滑移及孪生的倾向会有差异.不论形变量多大,总会存在含有大量形变孪晶的晶粒和一些很少有孪晶(均为全位错滑移)的晶粒.对T W I P钢拉伸和压缩织构的分析表明[26]:拉伸时,形成强<111>和弱的<100>织构,后者内部很少有孪晶.压缩时形成<110>织构,但只有压缩初期的<100>取向晶粒内才有大量孪晶,<110>和<111>取向晶粒内难以形成孪晶.因此大变形量时,<110>取向晶粒内的弯曲孪晶其实都是原始<100>或其他取向晶粒转过来的.原始的<110>晶粒内并不易形成孪晶.拉断后主要为强<111>线织构及其孪生产生的弱织构;孪生弱化了<111>织构,同时也减弱了<100>线织构,使原来较弱的<100>织构变为<100>附近的孪晶取向.计算表明(图2),拉伸时滑移导致的晶粒取向转动形成稳定的<111>,也是孪生易出现的取向;而压缩时,晶粒取向将背离孪晶变体最多(8个)的<001>取向.滑移造成的晶粒取向转动的稳定取向<101>不是孪生有利的取向,即多晶体拉伸及压缩时孪晶量及应变硬化行为应不同.同时,计算还表明,只要发生孪生,取向一定转到滑移有利的区域,即孪晶带内滑移是主要的,很难再发生孪晶.图2 拉伸和压缩中形变孪生引起的取向变化[26]F i g 2 Tw inning induced change s in or i e n tationin t en si o n and in comp ression[26]对于高锰TR I P钢变形过程中的织构,一般认为相变会弱化织构,即不论是扩散型相变还是切变型相变,相变产物中会存在多种变体,母相与新相的对称性越高,变体的数目越多,产物中相变织构越弱.如FCC变为BCC结构时,一个奥氏体晶粒内可形成24个马氏体变体,因此相变产物的织构较弱.但实际相变中奥氏体的取向并不会是随机分布的,再结晶的奥氏体常为立方取向,转变为铁素体或马氏体后常形成旋转立方取向;而形变的黄铜或高斯取向奥氏体常转变为{111} <112>或{112}<110>铁素体或马氏体织构[27].形变组织中的位错对相变时的变体选择起一定作用.在产生TR I P效应的过程中,外力作用下会出现更显著的变体选择,高锰钢TR I P产生的马氏体也会出现形变织构.在压缩或轧制条件下(而不是拉伸),织构会更强.高锰TR I P钢的织构应是相变织构与形变织构的组合.Gey等用X 射线法测出了相变织构[28].TRI P过程的相变织构指不同形变量下新形成的马氏体中存在取向择优的现象,而TR I P钢的形变织构指早期形成的马氏体在形变过程中出现取向转动并稳定在相应形变条件下的稳定取向附近的择优过程.实际上,不太容易严格区分两267第4期丁桦等:高锰TR I P/T W I P钢变形行为的研究进展类织构.但因马氏体在不到10%的形变量下就可形成,而高锰TRI P 钢即使在拉伸时也有40%以上的延伸率,且奥氏体内滑移过多,晶体缺陷过多后,会阻碍切变型马氏体的形成(机械稳定化).因此,马氏体必然会经历形变过程,其标志应该是同一马氏体变体内取向差增大,马氏体与奥氏体的取向关系更加偏离K -S 关系.可检测到形变时不同取向奥氏体内相变速度不同[29~32].图3 高锰钢压缩30%后主要相的织构[33]F i g 3 Tex t u res o f 18M n stee l (a)and 22M n stee l(b)(comp ressed 30%)[33]图3示出了不同成分(质量分数/%)高锰钢压缩30%后主要相的织构[33].图3a 为低碳Fe-18M n-3S i-2A l 钢压缩30%后!'-M 的织构(此样品形变前就有一定量的马氏体,形变后奥氏体几乎全转变为马氏体);图3b 为Fe -22M n-3Si -2A l 压缩30%后奥氏体的织构(该样品此时主要为奥氏体及六方马氏体,BCC 马氏体占少数).可见,!'-M 主要为强<100>和弱<111>织构,而奥氏体主要为<110>织构及其孪晶取向<112>弱织构.由其他取向的奥氏体由于形变转动到<110>取向后因缺陷的增多而阻碍相变.4 TR I P /T W I P 钢的强韧化机制高锰TR I P /T W I P 钢屈服后强度随应变的增加快速上升,应变硬化率较高,同时维持较长段的均匀变形.高强塑性高锰钢这种均匀变形特征是由其变形强化机制决定的.高锰TR I P /T W I P 钢的强化机制主要有以下几种:4 1#低堆垛层错能∃强化机制室温下高锰钢的组织为面心立方结构的奥氏体,奥氏体中的层错能很低.面心立方晶体中能量最低的全位错是处在{111}面上的单位位错,很容易形成扩展位错.不全位错难以束集,从而无法进行交滑移,只能被限制在原滑移平面内运动,导致高锰钢具有高的加工硬化率.不断积蓄的能量也进一步促进了形变孪晶的产生.4 2#动态Hall -Petch ∃机制退火孪晶的宽度与晶粒尺寸相近,因此只能提供有限的孪晶界面,退火孪晶对实验钢力学性能的贡献仅仅是细化基体晶粒的作用.由于一般的高锰TW I P 钢原始奥氏体晶粒尺寸较大,退火孪晶的宽度也较宽,实验钢的屈服强度一般并不是很高[17,34].且退火孪晶界面在变形过程中是稳定的,不能再生.在变形过程中,变形诱发了大量的形变孪晶,形变孪晶均匀分布于整个试样中,其宽度远远小于退火孪晶,为高应变区提供了足够的界面,对位错的进一步运动构成了障碍,极大地提高了塑性形变的阻力,使流变应力增加.同时,多个孪晶系统的开动,进一步提高了对位错运动的阻力.在高锰钢的变形过程中,形变孪晶的形成是一个连续的过程,因此会不断形成新的界面,阻碍位错的运动,使流变应力不断增加,使实验钢获得较高的抗拉强度.由于形变孪晶的产生量是逐渐增加的,不断出现的孪晶将晶粒细化起到了一个#动态∃的H all-Pe tch 效应.4 3 原子团及沉淀相的作用.在Fe-M n-C 系TW I P 钢中,存在着大量间隙固溶的C 原子.由于C 原子与M n 原子间的交互作用要大于Fe 原子与C 原子间的交互作用,很容易形成M n-C 原子团,其形成使晶格对位错的滑移产生更大的抗力,起到强化作用[35,36].在Fe-M n-A l-C 系高锰钢中,会形成纳米级的∀粒子((Fe ,M n)3A l C x ),这种粒子也会明显提高钢的强度[22].许多文献的研究结果表明[4,14,16],随着M n 含268材料与冶金学报第9卷量的增加,Fe-M n-A l-Si钢的强度下降,塑性提高.这是因为M n含量的增加使合金的层错能升高,TW I P效应逐渐变为主要的机制,此时固溶强化机制已退居次要地位.文献[12]的研究结果表明在Fe-M n-A l-S i系高锰钢中添加微量的Nb,由于Nb的添加使合金的层错能升高,强度明显下降,Lee等研究了Nb和T i对Fe-18M n-0 6CT W I P钢组织和性能的影响.结果表明:当Nb 的质量分数从0 05%增至0 1%时,实验钢的抗拉强度和屈服强度分别提高了110M Pa和300M Pa,断后延伸率从58%降至40%.随着T i含量的增加,实验钢的强度也有所提高,塑性呈下降趋势[23].这些结果与文献[12]中的规律不一致,这是因为在Fe-M n-A l-Si高锰TRIP/T W I P钢中含碳量很低,而在Fe-M n-C系高锰钢中,Nb和T i与C的相互作用会影响其性能.与低锰TRI P钢类似,TR I P效应可提高高锰钢的强度,但TR I P钢的特色是主要是增塑.增塑的两个经典理论是M agee的变体选择增塑[37](即顺着外力作用的应变方向生长的变体优先形成,从而提高塑性)和G reenwood-Johnson[38]的应变协调(即在奥氏体应力集中处通过形成硬的马氏体而将应力集中转移给周围的软的奥氏体中,从而实现延迟断裂和提高塑性).同时具有TRIP和T W I P效应的高锰钢具有较好的塑性,在w(M n)=18%~22%的高锰钢中,可观测到大量的马氏体,同时也可观测到形变孪晶.只发生T W I P效应的高锰钢组织为单一均匀的奥氏体相,一般没有容易引起裂纹的第二相存在,具有优良的塑性.在高锰T W I P钢发生塑性变形时,形变孪晶的出现阻止了位错的进一步滑移,促使其他应变较低区形变,由此导致试样的均匀形变,从而显著推迟缩颈的产生.图4为3种锰含量(质量分数/%)高锰钢的冲击功与温度的关系[39].在所选取的温度范围内, 14 8%Mn TRI P实验钢完全没有韧性区间;31%M n TRI P/T W I P钢没有韧脆转变温度,只存在韧性区间;18 8%M n TR I P/T W I P钢存在韧脆转变温度(-80∀).结合强度和塑性指标结果说明:在高锰TRI P/T W I P钢中,与TR I P效应相比较,T W I P效应更有利于提高高锰钢的塑性和韧性.5 TR I P/T W I P钢的应变硬化行为一般地,材料的应变硬化行为用应变硬化指数n描述.但是,对于高锰TR I P/TW I P钢,真应力与真应变往往不遵循H ollo mon线性关系,n值在变形图4 高锰钢的冲击吸收功与冲击温度之间的关系[39] Fig 4 Re lationship be t w een m i pact ene rgy andte mpe ra t u re o f h igh M n st ee ls[39]过程中并不是常数[40,41],而是随应变的变化而变化.在同时存在TR I P和T W I P效应的高锰钢中,相对于变形的不同阶段,高锰钢呈现出不同的应变硬化行为[42].18 8%M n TR I P/T W I P钢真应力应变曲线可划分为4个变形阶段.在弹性变形阶段之后,TRI P效应主要发生在塑性变形的开始阶段,而T W I P效应在真应变约为0 14~0 35时占主导.真应变大于0 35以后有少量TRI P效应,此时两相均发生变形.塑性阶段的应变硬化指数(n值)随其各阶段变形机制变化,真应变小于0 14和大于0 35时n值是恒定的,分别为0 31和0 74;而真应变在0 14~0 35之间时,应变硬化指数随应变量增加而增加.Jin等人[43]对Fe-18M n-0 6C-1 5A l T W I P 钢的变形行为及组织演变进行了研究.实验钢的屈服强度和抗拉强度分别为450M Pa和1000M Pa,应变硬化效应非常显著.他们用修正的Crussar d-Jaoul方程分析了应变硬化率,得出实验钢的变形可分为4个阶段.应变硬化率在低应变阶段很高,而在大应变阶段迅速下降.组织观察表明应变硬化率的下降是由于形变孪晶形成速率下降引起的.一般地,T W I P钢的应变硬化速率由变形过程中孪晶的形成速率所控制,即应变硬化率随孪晶体积分数的增加而增加.孪晶动力学与合金的层错能(取决于合金成分)、组织(晶粒尺寸、沉淀相)及温度等因素密切相关[44].Sev illano[45]指出奥氏体基体通过前述的#动态H all-Petch∃效应获得应变硬化.Bar b i e r等[19]研究了细晶T W I P钢的织构和组织演变,认为在变形初期形成的纳米级孪晶导致应变硬化率的增加.在大应变区域,显著的<111>纤269第4期丁桦等:高锰TR I P/T W I P钢变形行为的研究进展维织构促进形变孪生,从而使高的应变硬化率得以保持.Bouaziz 和Guelton [46]进行了T W I P 钢中应变硬化效应的模拟,考虑孪生与位错滑移之间的相互作用,建立了应变硬化模型,并与无T W I P 效应的铁素体不锈钢和有TW I P 效应的奥氏体钢的实验结果做了对比.后来,他们的模型又引进了晶粒尺寸和包辛格效应[47].D i n i 等人[48]用人工神经网络预测高锰(15%~30%)TRI P /T W I P 钢的应变硬化机制,并与实验结果进行了比较.与上述研究工作认为形变孪晶的形成引起T W I P 钢高应变硬化率的观点不同,Chen 等人[18]认为M n-C 原子团与位错间的相互作用引起的动态应变时效是Fe-M n-C 系T W I P 钢高应变硬化率的原因.实际上,对于间隙原子C 含量较高的T W I P 钢,必须考虑C 与其他元素的交互作用.文献[20]对Fe-19 9M n-1 167C-0 134S iT W I P 钢的应变硬化行为与动态应变时效之间的关系进行了探讨,但是在这方面还需做深入的工作.当层错能进一步提高时,高锰钢的变形机制发生变化,其应变硬化行为也不相同[49].图5为不同A l 含量(质量分数)的高锰钢在应变速率为10-3s -1时的应变硬化率与应变之间的曲线.研究结果表明:随着A l 的质量分数由3%增加至8%(层错能由30m J/m 2增至80m J/m 2),变形机制由T W I P 效应转变为以位错滑移为主,应变硬化行为存在较大的差异.当孪生为主要机制时,应变硬化率呈现下降上升下降的趋势,这是由于在变形初期发生形变孪生;而变形以位错滑移为主时,应变硬化率随应变单调下降.图5 高锰钢的应变硬化率与应变的关系[49]F ig 5 Va ria tion of strain harden ing ra t e w ith stra inin h igh Mn st ee ls [49]对于同一种成分的T W I P 钢,晶粒尺寸不同,应变硬化行为也不同[50,51].文献[50]的工作表明,随着晶粒尺寸的增加,TW I P 钢的应变硬化率随真应变的关系曲线由2阶段变为3阶段.对于大晶粒尺寸的TW I P 钢试样,形变孪晶在拉伸变形中形核的临界应力较低.随变形量增加,形变孪晶可持续形成,使其加工硬化能力增加,从而使T W I P 效应增强.6 高锰钢的高速变形汽车钢板部件在成形过程中常与冲击变形有关(应变速率在102s -1~103s -1).同时,从汽车的安全性考虑,高强度钢板在撞击过程中需要良好的吸收撞击能量的能力.原有的静载荷下变形机制的基础研究已不能适应这种变化的需求.为了在汽车上能够成功使用高锰钢,必须研究其高速变形性能,深入了解高速变形行为及微观组织的影响,准确地表征材料的动态变形行为.文献[4]对高锰TR I P /TW I P 钢在不同变形条件下的性能进行了系统的研究.他们发现:在10-4s -1~103s -1应变速率范围内,钢的屈服强度随应变速率的增加而提高;在应变速率小于102s -1时,其抗拉强度基本为常量,当应变速率大于102s -1后,抗拉强度升高;当应变速率低于10-1s -1,均匀延伸率和总延伸率均随应变速率的提高而降低,应变速率进一步提高时,塑性略有降低;作者认为这是由于#绝热∃效应的影响.在102s -1~103s -1的应变速率下对TW I P 钢的冲击韧性进行测试,没有发现T W I P 钢的韧脆转变温度.对Fe -1 15C -26M n -11A l 研究结果表明[22]:应变速率在10-4s -1至10-1s -1的范围内,随着应变速率增加,强度变化不大,但塑性明显下降;当应变速率高于10-1s -1,强度增加,塑性降低的趋势减缓.他们认为,在较低的应变速率下(<10-1s -1),#绝热∃效应比在较高的应变速率(>10-1s -1)时对材料力学性能的影响更为显著.目前,相关的物理模型还不足以反映材料在动态变形条件下的力学响应,对于高强钢的高速变形,多数研究工作应用的是唯象模型.一般应用的是Johnson -Cook ,Ludw i g 和Zhao 等三种模型[52,53].实际上,在高速变形本构关系的研究方面还远不够完善[54],例如Johnson-Cook 本构模型采用的是相对简单的形式来表达复杂的本构关系;Zerilli-Am str ong 模型虽然考虑了晶体结构的区别,提出了适合FCC 和BCC 结构的两种表达式,但对复杂的微观组织演变来说仍不够.目前对高强钢高速变形的本构方程主要是唯象型的,是根据实验数据进行拟合而得,不能反映材料变形的物理本270材料与冶金学报第9卷质.因此,应将高速变形过程中宏观力学行为和微观组织演变结合起来进行分析,获得TRI P/T W I P 钢包含微观组织变化的高速变形本构方程.7 结语作为新一代钢铁材料,高锰TR I P/TW I P钢具有性能上的优势.对高锰TR I P/T W I P钢的变形行为及强韧化机制进行深入的研究,可为其组织性能控制提供依据.高锰TR I P/TW I P钢的合金设计主要通过热力学计算(奥氏体层错能及其稳定性),同时考虑综合性能.新设计的高锰TRI P/T W I P钢一般C含量较高,同时添加其他合金元素.因此,在合金元素的相互作用、包含沉淀相时的强韧化机制、时效条件对组织性能的影响规律、动态应变时效的机制和对性能的影响及动态变形行为的表征等方面均应开展进一步的研究.参考文献:[1]马凤仓,冯伟骏,王利,等.T W IP钢的研究现状[J].宝钢技术,2008,6:62-66.(M a Feng-ca ng,FengW ei-j un,W a n g L,i et al.The T W IPst eel researc h w ork a t present[J].B a o steel Techno logy,2008,6:62-66.)[2]刘向海,刘薇,刘嘉斌,等.孪生诱发塑性(T W IP)钢的研究现状[J].材料导报,2010,24(6):102-111.(Li u X i ang-h a,i Li u W e,i L i u Jia-b i ng,et al.Curren tsit ua ti on of t h e T W IP steel[J].M ateri a ls Revie w,2010,24(6):102-111.)[3]G rassel O,Fro mmeyer G.Effect o f marten sitic phasetra n sfor ma ti on a nd d efor ma ti on t w i nni ng on m echa n icalp roperties of 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trip钢介绍

• (3)Mn元素的作用：
• Mn元素有较强的稳定奥氏体的作用，1%的 Mn元素可降低Ms点约30℃左右。在TRIP 钢中加入Mn元素，有利于在最终显微组织中保留较多的残余奥氏体。
2.微合金元素的作用：
(1)Nb（铌）：可有效控制TRIP钢的奥氏体化、再结晶、晶粒长大以及元素迁移，还可控制热轧、临界区退火、冷却、贝氏体形成温度范围内的等温和应变过程中的各种相变，影响奥氏体向铁素体和贝氏体中的转变及残余奥氏体的体积分数和稳定性。
TRIP钢简介
———材料、成分、性能
• 目前，大多数汽车车身构件在制作过程中必须进行深冲、拉延、凸缘及翻边等成型加工，这就要求作为汽车车身构件的钢板同时具有高强度和高塑形。
• 具有相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity)效应的TRIP钢板应可以满足上述要求。
• 1. 低碳含碳量高，残余奥氏体数量增多，有利于
TRIP效应产生，然而焊接性能恶化，轧制过程中产生晶体缺陷的几率增大，并且固溶强化作用增强导致强度增加而塑性降低。含碳量低，产生的影响恰好相反。因此，选取的含碳量一般为0.1%～0.2%。
• 2.低合金化：
• Si和Mn加入过多，降低钢的塑性和韧性，并且引起焊接性能恶化。因此，TRIP钢的含硅量和含锰量均控制在1%～2%的范围内。
钢中残余奥氏体含(体积分数)一般10%～20% 。
• TRIP钢的特性：
• 高塑形：奥氏体塑性变形，表现为宏观的高塑性
• 高强度：当残余奥氏体完全转化为马氏体时，材料的强度由马氏体决定，因此，材料也具有高的强度
1.按热处理工艺不同：
冷轧TRIP钢板：
采用临界加热、下

高强塑性TRIP钢无缝钢管的开发及其内高压成形性能的研究

Ａｓａｒｓｌ，ｉｉｄｎｉｅｈｔｈｅｕｔｔｓｉｅｔｉｄｔａｅＴＲＩｔｅ — ｄｅｍｌｓｕｅａｅｅｏｅｘｉｉｓｅｃｌｎｘａｎｉｃｍ－ｆｔＰｓｅｌｍａｅｓａｅｓｔｂｓｄｖｌｐｄｅｈｂｔｘｅｌｔｉｌｄｃｒｕｅａａ
近些年，随着汽车轻量化技术的不断推广，管材内高压成形技术越来越多地被应用到汽车制造领
“ 驰 ” 著名品牌汽车生产制造上［］是由于目奔等２。但－３前使用的材料强度普遍较低，而高强度材料的内高
ａｅｉｖｓｉａｅｉｏｖｎｉｎｌｅｓｌｅｔｉｅｅｄｆａｉｇｔｓ，ｒｎｎｉｅｔｓｎｙｒｕｉｒｅｂｌｅｔｓ．ｒｎｅｔｔｄｖａｃｎｅｔｏａｎｉｔｓ，ｐｐ — ｎｒｎｅｔｉｇｔｓｌｅｔｄｈｄａｌｆｅｕｇｅｔｇｔｅｌｅａｃ
ＤｅｅｏｐｅｔｏｇｈＳｔｅｎｔｎａｔｉＲＩａｌｓｖｌｍｎｆＨｉｒｇｈａｄＰｌｓｉｔＴＰＳｅｍｅｓｃｙ
ＳｅｂｅａｄＩｖｓｉｔｆＩｄｒｆｍａｌｙｔｅｌＴｕｎｎｅｔｇａｉｏｔＨｙｏｒｂｉｔｏｎｓｏｉ
ｆｒｎｉｌｃａｉａｒｐｒｉｓａｌａｏｄｈｄｏｏｍａｉｉｅｅｔａｍｅｈｎｃｌｐｏｅｔｓｗｅｌｓｇｏｙｒｆｒｂｌｔｅｙ，ｂｉｇｗｏｔｓｎｎｔｅｈｄｏｏｍｉｇｆｅｄｅｎｒｈｕｉｇｉｈｙｒｆｒｎｉｌ．Ｋｅｒｓｙｗｏｄ：ＴＲＩｔｅ；ＬｇｔｗａｌｅｍｌｓｔｅｕｅＨｉｈｓｒｎｔＰｓｅｌｉｈ－ｌｓａｅｓｓｅｌｂ；ｔｇｔｅｇｈ；Ｈｉｈｐａｔｉｇｌｓｉｔｃｙ；Ｈｙｒｆｒｎｄｏｏｍｉｇ

TRIP钢的实验研究进展

ＴＩＲＰ钢的实验研究进展
张德丰ｈ，杜重麟，孙文兴ｈ，王望ｈ，蒋励ｈ
（．昆明冶金高等专科学校ａ１．教务处，ｂ．职业技能处，云南昆明６０３；５０３２．昆明理工大学材料科学与工程学院，云南昆明６０９）５０３
ｓｅｌｎｒｄｃｄｔｅｏｓｉｉｅｔｅ，ｉｔｏｕｅｈｃｎｔｔｖｍｏｅｎｒｅｓｔｔａｓｏｍａｉｎｋｎｔｃｄｌａｅｎＴＲＩｕｔｄｌａｄｍａｎｉｉｒｎｆｒｔｉｅｉｓｍｏｅｂｓｄｏｔｃｏＰｓｒｉｎｕｔａｎａｄｓｍｍａｚｄｔｅｐｏｒｓｎｅｕｔｆｎｉｒｅｈｒｇｅｓａｄｒｓｌｓｏｕｍｅｃｌｓｍｕａｉｎａｄｐｙｉａｘｅｉｎｓｏｉｒａｉｌｔｎｈｓｃｌｅｐｒｍｅｔｆＴＲＩｏＰｓｅｌｔｅ，ｗｈｃｓｏｒａｉｎｆｃｎｅｆｒｔｅｄｓｇｉｈｉｆｇｅｔｓｇｉａｃｏｈｅｉｎ，ｐｏｅｓａｄｆｌｏｕｔｙｏｈｔｅ．ｉｒｃｓｎｏｌｗ－ｐｓｕｄｆｔｅｓｅ１Ｋｅｒｓ：ＴＲＩｔｅ；ｃｎｔｔｔｅｍｏｅ；ｔａｓｏａｉｎｋｎｔｃ；ｎｍｅｉａｉｌｔｎ；ｐｙｉａｘｙｗｏｄＰｓｅｌｏｓｉｕｉｄｌｒｎｆｒｔｉｅｉｓｕｒｃｌｓｍｕａｉｖｍｏｏｈｓｃｌｅ－
ｐＰ相变诱导塑性）钢与其它同级别高强度钢相比，兼具高强度和优异的延展性，用其制造的车板强度高、车身轻，具有极高的经济和环保优势；此钢还具有高碰撞吸收性能、优良的高速力学和抗疲劳性能，可用于汽车结构件及其加强件 ¨２。因此，ＴＩｌＪＲＰ钢一直是汽车业的研发热点。目前，为明确ＴＩＲＰ钢具有上述优异力学性能的机制，研究人员从ＴＩ的化学成分、微观组织、ＲＰ钢应力／变状态、热机械处理工艺等方面进行了大量系统和全面的研究，其研究成果对ＴＩ的进一应ＲＰ钢步开发具有重要意义，现将主要研究结论进行总结以供参考。

汽车用高强度TRIP钢的性能及其成形工艺研究

车用高强度TRIP钢的性能及其成形工艺目前，我国已成为汽车产销量的第一大国，随着汽车产量和保有量的增加，油耗、安全和环保已成为亟待解决的三大问题，除提出相应的法规进行约束外，各国汽车工业界认为，汽车轻量化是解决以上问题的有效手段，这是因为减轻汽车的质量可减少能源消耗和温室气体排放。

研究表明，汽车约75%的油耗与整车质量有关，汽车质量每下降10%，油耗下降8%。

对商用车的研究表明，汽车质量每减少1000公斤，油耗可下降6～7%，油耗的下降表明CO2、NOX等有害气体排放减少。

另外，汽车质量的减少，会降低动力和动力系统的负荷，提高行驶的平稳性和舒适性，因此需要提高汽车用钢板的强度、刚度和塑性，以尽量减轻汽车板的厚度和用量。

TRIP钢具有良好的强度，同时也具有良好的塑性，目前国内外大量用于生产汽车板和其他汽车零件。

国内外工业生产用TRIP钢的抗拉强度主要有600MPa和800MPa规格的，此外，1000MPa以上级别的TRIP钢也正在研制。

由于TRIP钢在热成形过程中会发生相变诱发塑性和形变诱发马氏体相变，所以热成形工艺参数、温度、变形速率、冷却速度等都会影响到成形后工件的组织和性能。

相变诱发塑性Q345B无缝管 bd钢通常为多相组织，由铁素体、贝氏体和残余奥氏体三相组成。

TRIP效应是钢中的残余奥氏体在产生应变时转变为马氏体，从而提高了塑性，达到了强韧化的目的。

TRIP钢的特征归纳为：强度高、韧性大，具有良好的成形性，加工硬化指数较高，疲劳强度高，成形后烘烤硬化性能强，加工硬化指数高，受冲击时吸收能量较高。

由于Q345B无缝管钢中具有足够的残余奥氏体量，具有TRIP现象，即当制件受到外加应力冲压变形时，在应力集中区域的残余奥氏体转变为马氏体，使该区域的强度得到提高。

这种变化延迟了该区域的进一步变形，因而使均匀伸长率和总伸长率数值升高，提高了钢的塑性和强度，满足了汽车形状复杂零件成形和安全的要求。

TRIP钢良好的性能是残余奥氏体应变诱发相变和铁素体基体相共同作用的结果，因而在热成形连续冷却过程中需要控制工艺参数和铁素体的体积分数。

trip钢研究的现状与发展

trip钢研究的现状与发展导言：trip钢是一种具有优异性能的高强度钢材，广泛应用于汽车、航空航天和建筑等领域。

本文将介绍trip钢的研究现状，探讨其未来的发展方向。

一、trip钢的定义和特性trip钢，即"Transformation Induced Plasticity"钢，是一种具有多相组织结构的高强度钢材。

其特点是在塑性变形过程中，通过相变反应产生的残余奥氏体转变，使材料具有较高的延展性和韧性。

二、trip钢的研究现状1. 组织结构研究trip钢的组织结构对其性能具有重要影响。

目前，研究者们通过调控合金元素的含量和热处理工艺等方法，实现了trip钢中奥氏体相和马氏体相的精确控制和优化，进一步提高了材料的强度和塑性。

2. 相变行为研究trip钢在塑性变形过程中的相变行为对其性能具有重要影响。

研究者们通过实验和模拟方法，深入研究了trip钢中的相变反应机制和相变动力学规律，为进一步优化材料的性能提供了理论基础。

3. 性能评价和应用研究为了评价trip钢的性能，研究者们通过拉伸试验、冲击试验等方法对其力学性能进行了详细测试。

同时，trip钢在汽车轻量化、航空航天结构和建筑工程等领域的应用也得到了广泛研究，取得了一系列重要成果。

三、trip钢的发展方向1. 优化组织结构进一步优化trip钢的组织结构，提高其强度和塑性。

通过微合金化和热处理等方法，实现奥氏体相和马氏体相的精确控制，提高材料的性能。

2. 开发新型合金元素研究者们可以通过添加新型合金元素，如微量的稀土元素和纳米颗粒等，来改善trip钢的性能。

这些合金元素能够影响材料的组织结构和相变行为，进一步提高其力学性能。

3. 模拟和预测方法的改进通过改进模拟和预测方法，可以更准确地预测trip钢的组织结构和力学性能。

这将有助于指导材料设计和工艺优化，提高trip钢的应用性能。

4. 拓展应用领域除了汽车、航空航天和建筑领域，trip钢还有很大的应用潜力。

应变率对高强度TRIP力学性能的影响.

下半月出版Material&HeatTreatment材料热处理技术应变率对高强度TRIP力学性能的影响卫品官,黄澍,周磊,符仁钰(上海大学材料科学与工程学院,上海200072)摘要：研究了不同应变率(10-4～10-2s-1)时高强度TRIP钢的力学性能。

结果表明，随应变率的增加，抗拉强度与屈服强度总体呈上升趋势，而断裂伸长率及强塑积单调下降。

在变形初始阶段(ε<0.01)，应变率高的实验钢n值较大。

随变形量的增加，n值不断下降，且应变率高实验钢的n值下降较快。

另得出，应变率越高，初期残余奥氏体向马氏体转变越快。

关键词：应变率；力学性能；n值；残余奥氏体中图分类号：TG142.1+2文献标识码：A文章编号：1001-3814(2010)16-0049-03 EffectofStrainRateonMechanicalPropertiesofHighStrengthTRIPSteel WEIPinguan,HUANGShu,ZHOULei,FURenyu (SchoolofMaterialsandScienceandEngineering,ShanghaiUniversity,Shanghai200072,Ch ina)Abstract：ThemechanicalpropertiesofhighstrengthTRIPsteelwereinvestigatedatdifferentstrainrates( 10-4～10-2s-1).Theresultsshowthattensilestrengthandyieldstrengthincreasegenerally,whiletotalelonga tionandproductofstrengthandductilitydecreasewiththeincreaseofstrainrate.Thehigherthes trainrate,thelargerthenvalueintheinitialstageofdeformation(ε<0.01),andnvalueinahighstra inratedecreasesfastwiththeincreaseofstrainrate.Andtheretainedaustenitetransformsintom artensitefastatthepreliminarystatewiththeincreaseofstrainrate.Keywords：strainrate;mechanicalproperties;nvalue;retainedaustenite长期以来，节能与安全一直是汽车产品发展的核心，如何在减少汽车自重的同时又保证其有较高的安全性已成为汽车行业关注的焦点[1]。

trip钢研究的现状与发展的概述

trip钢研究的现状与发展的概述trip钢研究的现状与发展的概述引言：近年来，新材料的研究与应用取得了长足的进展，在其中，trip钢作为一种重要的新型高强度钢材备受瞩目。

trip钢以其优异的力学性能和耐腐蚀性能，广泛应用于汽车、建筑和航空航天等领域。

本文将就trip钢研究的现状与发展进行深入探讨，并分享我的观点和理解。

一、trip钢的基本特性1. 高强度：trip钢以其出色的强度特性而闻名，常用于制造高强度结构件，如车身、发动机支撑件等。

其抗拉强度和屈服强度明显高于传统钢材。

2. 良好的塑性：trip钢具有良好的塑性，不易发生断裂，能够在挤压、拉伸等工艺过程中保持较好的可塑性，有利于工程加工和成形。

3. 优异的耐腐蚀性：trip钢通过合金化和微观组织调控，能够有效抵御外界环境对钢材的侵蚀，具有很好的耐腐蚀性能，延长了使用寿命。

4. 良好的焊接性能：trip钢在焊接过程中表现出较低的热裂倾向和良好的焊缝塑性，使其成为工程结构中的理想材料。

二、trip钢研究的现状1. 合金化研究：通过添加特定的合金元素，如锰、硅等，可以有效提高trip钢的强度和塑性，改善其综合性能。

目前，研究人员正在探索不同合金化方式对trip钢性能的影响，并努力寻找合适的合金化配方。

2. 微观组织调控：trip钢的微观组织对其力学性能具有重要影响。

通过控制相变温度和相变形貌等因素，研究人员正在寻求最佳的微观组织设计，以提高trip钢的强度和韧性。

3. 加工工艺研究：trip钢的加工过程对其综合性能具有重要影响。

目前，研究人员正致力于开发适用于trip钢的新型加工工艺，以提高生产效率和降低成本。

三、trip钢研究的未来发展趋势1. 多功能性：人们对trip钢的要求越来越高，希望其不仅具有高强度和良好的塑性，还能够具备其他功能，如自修复、防腐蚀等。

未来，研究人员将进一步探索多功能trip钢的合成方法和性能优化策略。

2. 精细化制备：目前，trip钢制备过程中存在着杂质的掺入和组织非均匀的问题。

TRIP钢

TRIP钢的化学成分
TRIP钢的成分以C-Mn-Si合金系统为主，有时也可根据具体情况添加少量的Cr、V、Ni等合金元素。因此，它的成分特征是: 低合金化钢质纯净
低碳
基本合金元素（C、 Si、Mn）
微合金元素(Nb、 Mo等)
其它合金元素的作用
TRIP钢的组织特点
铁素体的影响铁素体是TRIP 钢中的基体组织，硬度低，塑性较好，其含量由两相区等温转变过程控制，一般在 50％以上。
TRIP效应
当钢中含有一定量的能稳定奥氏体的元素，再经过两相区(α+γ)临界退火和随后的中温贝氏体等温淬火，就会使得钢中的显微组织在室温下有大量残余奥氏体。当这种钢受到载荷作用发生变形时，就会使钢中的残余奥氏体发生应力—应变诱发马氏体相变，这种相变使得钢的强度，尤其是塑性显著提高，故称之为“相变诱发塑性效应”，简称“TRIP效应”。
贝氏体的影响
作为硬质相，能提高 TRIP钢的强度。贝氏体转变区等温处理时，发生奥氏体向贝氏体的转变，大量碳原子扩散到相邻奥氏体内。随着贝氏体区长大，相邻奥氏体内碳浓度升高，直到奥氏体的临界转变温度T0接近于等温温度，相变逐渐停止。
残余奥氏体的影响残余奥氏体含量与稳定性对TRIP效应都有影响，只有达到残余奥氏体含量与稳定性的统一，才能获得最佳的力学性能。残余奥氏体含量主要受贝氏体区等温温度和时间控制。
TRIP钢
材料1001 曾福星
目录
1.TRIP的形成机理及TRIP效应
目录结构 2.TRIP钢的化学成分及其对性能的影响
3.TRIP钢的组织特点 4.国内外研究现状
Tቤተ መጻሕፍቲ ባይዱIP 钢

《trip钢介绍》

研究表明，只有刚中的残余奥氏体的体积分数大于8%，在变形时才能产生 TRIP效应。
钢中残余奥氏体含(体积分数)一般10%～ 20%。
整理课件
4
TRIP钢的特性：
高塑形：奥氏体塑性变形，表现为宏观的高塑性
高强度：当残余奥氏体完全转化为马氏体时，材料的强度由马氏体决定，因此，材料也具有高的强度
1.基本合金元素：C、Mn、Si、Al (1)C元素的影响：
奥氏体中含碳量升高，奥氏体稳定性升高，Ms点下降，残余奥氏体增多，提高奥氏体稳定性。另外，C元素也可以提高钢的强度。 TRIP钢作为成型用钢含碳量不能太高，一是影响成型性，二是影响焊接性能
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7
(2)Si元素的作用：
当加热到两相区(α+γ)时，Si元素可提高C在铁素体中的活度，起到净化铁素体中C原子的作用，使奥氏体富C，增加了过冷奥氏体的稳定性。
形性能的关键相，一般体积分数再50% 以上。在拉伸成形时，铁素体可吸收残余奥氏体转变为马氏体，体积变化产生能量，从而强化铁素体。
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16
2.贝氏体对TRIP钢的影响：贝氏体是在中温转变区形成，具有良好
的强度，塑性和韧性。
整理课件
17
3.残余奥氏体对TRIP钢的影响：
TRIP钢中的残余奥氏体主要对钢的塑性产生影响，受力应变时诱发马氏体相变过程，可提高钢的强度。残余奥氏体对TRIP钢性能的影响取决于该相所占的体积分数。
整理课件
5
1.按热处理工艺不同：
冷轧TRIP钢板：
采用临界加热、下贝氏体等温淬火的工艺方法来获取 TRIP所需的大量残余奥氏体
热轧TRIP钢板：
通过控制轧制和控制冷却来获得大量的残余奥氏体

780MPa冷轧TRIP钢的工艺、组织与性能

验机，究确定了Ｆ — ～ｉ研ｅＣＳ— Ｍｎ试验钢的最优热处理工艺。终获得了良好的强度和塑性匹配。在此基础最上，对优化试样的微观组织，别是残余奥氏体的微区分布规律作了比较深入的考察。特
关键词：ＩＴＲＰ钢；最优热处理工艺；学性能；织力组
ｄｃｄＰａｔｉ，变诱导塑性）作为一种新型的ｕｅｌｉｔ相ｓｃｙ钢
高强度成形钢板一直受到世界各国钢铁企业的重
４０ｓ。在固定这２个工艺参数的前提下，验的０）试主要任务是分析确定缓冷段和快冷段的冷速，优并
级的冷轧ＴＲＩ钢来说，发的难点在于足够的Ｐ研ＴＲＩＰ效应所需要的平均碳含量与钢材的焊接性能
表１试验钢的化学成分（量分数％）质
ＣＳｉＭｎ１来自１６．～．Ｐ
Ｓ
ＡＩ
中图分类号：Ｇ４．Ｔ１２４文献标志码：Ａ
近１０年来，轧ＴＩＴｒｎｆｒｔｎＩ— 冷ＲＰ（ａｓｏｍａｉｎｏ
实际条件，确定了部分工艺参数，即将临界区退火时
间和贝氏体区等温处理时间确定为恒定值（２和１０Ｓ
８０ ℃ ，ｓ３Ｃ。８Ｍ一７５ｏ
区等温处理而获得的。钢中ｓ，等元素的存在，ｉＡｌ

新型Q_P_T钢性能及其微观组织

第31卷第4期2010年4月材料热处理学报TRANSACTIONS OF MATERIALS AND HEAT TREATMENTVol .31No .4April2010新型Q-P-T 钢性能及其微观组织胡浙梁1，王晓东1，王利2，戎咏华1（1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海200240；2.宝山钢铁股份有限公司技术研究院，上海201900）摘要：为了提高钢的综合强塑性能，根据徐祖耀提出的淬火－分配－回火（Q-P-T ）热处理新工艺，即在Fe-Mn-Si-C 钢中加入合金元素Nb 和V ，利用碳化物弥散析出强化，开发出了性能比Q＆P 钢更为优越的Q-P-T 钢，证实了Q-P-T 工艺设想的预期结果。

通过微观结构和力学性能表征着重研究了淬火温度对残留奥氏体含量和性能的影响，从而获得了试验钢最佳的淬火温度。

关键词：淬火－分配－回火（Q-P-T ）钢；热处理；力学性能；残留奥氏体；淬火温度中图分类号：TG142.1文献标志码：A文章编号：1009-6264（2010）04-0076-05Property and microstructure of a novel Q-P-T steelHU Zhe-liang 1，WANG Xiao-dong 1，WANG Li 2，RONG Yong-hua 1（1.School of Material Science and Engineering ，Shanghai Jiaotong University ，Shanghai 200240，China ；2.Baosteel Research and Development Technology Center ，Shanghai 201900，China ）Abstract ：In order to improve ductility and toughness of steel parts ，the Q-P-T steel was developed base on the quenching-partitioning-tempering （Q-P-T ）heat treatment process which is proposed by Xu Zuyao.The Q-P-T steel has better mechanical properties than Q＆P steel due to the addition of elements Nb and V into Fe-Mn-Si-C steel ，which results in carbide precipitation strengthening.The effect of quenching temperature on amount of retained austenite and mechanical property of the steel was emphatically studied by microstructure characterization and mechanical property test.The optimum quenching temperature for the steel is obtained based on the experiments.Key words ：Q-P-T steel ；heat treatment ；mechanical property ；retained austenite ；quenching temperature收稿日期：2009-04-24；修订日期：2009-07-27基金项目：国家自然科学基金（50771110）作者简介：胡浙梁（1986—），男，研究方向为相变理论及应用。

不同起始组织TRIP钢的相变行为、显微组织及力学性能

不同起始组织TRIP钢的相变行为、显微组织及力学性能本文通过对实验钢进行两种预处理,获得了马氏体和珠光体两种不同起始组织,然后对两种起始组织状态的试样进行了双相区退火及随后的等温淬火处理。

利用DIL热膨胀仪及Gleeble 3500热模拟试验机,对两种起始状态试样在升温加热、双相区保温及等温淬火过程中的相变行为进行了研究;利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪以及MST拉伸试验机等手段,对两种试样在双相区不同温度、不同时间保温后等温淬火的显微组织和拉伸性能进行了研究。

结果表明,升温加热过程中,珠光体态试样的膨胀曲线只是在双相区出现奥氏体相变的一个偏折;而马氏体态试样除了出现奥氏体相变的偏折外,在此之前还出现加热过程中碳化物析出的偏折。

珠光体态试样的Ac1、Ac3点均比马氏体态试样的高,并且两种试样的Ac1、Ac3点及马氏体态试样的Tθ1、Tθ2均随升温速率的增加而升高。

在双相区780℃保温过程中,马氏体态试样的奥氏体形成速率比珠光体态试样的快;随双相区保温时间的增加,马氏体态试样的Ms点几乎保持不变,而珠光体态试样的Ms点则先升高后降低,且当保温时间达到1h时,两种起始状态试样的Ms点大致相同。

在双相区780℃保温、随后在320℃进行等温淬火时,马氏体态试样的贝氏体转变速率相对较低,且不随双相区保温时间而变化。

而珠光体态试样在780℃保温10 min时的贝氏体转变速率较快;随双相区保温时间的增加,贝氏体转变速率变缓,且当保温时间为1h时,其贝氏体的转变速率与马氏体态试样的贝氏体转变速率大致相同。

加热至双相区不同温度、保温不同时间、然后进行等温淬火后,两种起始状态试样的显微组织均由铁素体、贝氏体、残余奥氏体及马氏体组成。

含P—Ti—VTRIP钢的组织和力学性能研究

【摘要】采用Ｇｅｂ．０热模拟机、ｌｅ５０ｅ３金相显微镜和ｘ射线衍射等方法，一试验研究了不同热处理工艺对冷轧含ＰＴ．ＲＰ钢组织和力学性能的影响。结果表明，７０—８０ｏ间，．ｉＴＩＶ在６０Ｃ之随退火温度的升高，素体含量减少，贝氏体含量和屈服强度增加；两相区退火温度一定的铁而在
相变塑性（ＲＰ）的高强度称ＴＩ）首先在奥氏体不锈钢中发现，ｃｙＲＰ它具有高的抗拉强度、伸率以及高冲压成形能延力，被用作汽车钢板不但可减轻车重、降低油耗，还能抵御撞击时的塑性变形，显著提高了汽车的
情况下，着贝氏体等温温度的升高，余奥氏体量先增加后减少；退火温度８０℃ 、氏体随残在０贝
等温温度４０ｏ，验钢获得最佳的强塑积，２４ａ。２Ｃ时试为４５４ＭＰ％
【关键词】ＴＩＲＰ钢热处理
ｔｅｖｌｍｅｆａｔｏｆａｓｅｉｅｉｒａｅｒｔａｄｔｅｅｒａｅｈｏｕｒｃｉｎｏｕｔｎｔｎｃｅｓｄｆｓｎｈｎｄｃｅｓｄ．Ａｔａｎａｉｇｔｍｐｅａｕｅｏ０ｉｎｅｌｎｅｒｔｒｆ８０
ｂｓｎｈｅｈａｉｕａｏｅｂ一５０，ｏｔｃｌｍｉｒｓｏｙａｄＸ —ａｉｒｃｉｎｍｅｓｒｍｅｔ．ＲｅｙｕｉｇｔｅｔｓｍｌｔｒＧｌｅｅ３０ｐｉａｃｏｃｐｎｒｙｄｆａｔａｕｅｎｓｆｏ —

鞍钢TRIP钢的研制开发

ｌ％一５４４％提高到３％～０。０７％
性差，不易生产，热轧氧化皮厚，热镀锌时使锌层的润湿性差，低镀层与基板的结合力等缺降点＂－］２。为了克服高ｓ带来的诸多缺陷，ｉ近期ＴＩＲＰ
钢的研究主要集中在降低ｓ含量或不采用Ｓｉｊ
鞍钢技术
２１００年第４期
ＡＮＧＡＮＧＴＥＣＨＮＯＬ０ＧＹ
总第３４期６
鞍钢ＴＩ的研制开发ＲＰ钢
蔡恒君，王衍平，王越，高毅，刘军友
（钢股份有限公司冷轧厂，辽宁鞍山１４２）鞍１０１
摘要：介绍了鞍钢新型ＴＩ的研制开发过程。通过金相显微镜、ＲＰ钢扫描电镜和透射电镜
ｔＶ
随着能源的日趋紧张，轻量化已经成为当今
汽车行业的发展趋势，因此对车身材料提出了更
中加入ｓ可以使ｃ含量降低到０２以下，决ｉ．％解了高Ｃ带来的钢板冷热加工和焊接等一系列问题。但进一步研究发现，ｓ钢仍存在连铸坯韧高ｉ
ｐｏｒｅｆｈＩＰｓｅｌａｅｓｄｅｙｔｎｉｅｔｇａｄｄａｎｅｔｇｏｕｏｂｌａｔ．ｒｐｔｓｏｅＴＲｔｅｒｔｉｄｂｅｓｌｔｓｎｎｒｗｉｇｔｓｎｎａｔｍｏｉｐｒｅｉｔｕｅｉｉｅｓＴｅｒｓｌｈｗｔａｔｅＴＰｓｅｏｓｔｏｅｔｒｅｍａｎｐａｅｕｈａｒｉ，ａｎｔｎｅｈｅｕｔｓｏｔｈＲＩｔｌｎｉｓｆｔｅｉｈｓｓｓｃｓｆｒｅｂｉｉａｄｒ — ｓｈｅｃｓｈｈｅｔｅ

1000 MPa级TRIP钢的组织性能及强化机理

中图分类号：ＴＧ１４２．１
文献标识码：Ａ
文章编号：１０４— ０４６２０（２０１４）０１ — ００３１－０３
１前言
相变诱发塑性（ＴＲＩＰ）钢能解决高强钢强度和塑性的矛盾，因而成为新钢种开发的竞争热点。本
高的冷轧变形量均有利于提高残余奥氏体量及其稳定性。在残余奥氏体的形变诱导马氏体相变、贝氏体和ｖ析出的强化
作用以及铁素体晶粒细化的共同作用下，抗拉强度和强塑积分别达到１０３５ＭＰａ和２５８７５ＭＰａ・％。
关键词：ＴＲＩＰ钢；强化机理；连续退火；微观组织；力学性能
边形铁素体、贝氏体和残余奥氏体组成（见图１），其
体积分数分别为５７．２％、２６．５％和１６．３％。由于冷速
２试验材料和方法
２．１试验材料
非常快（ ≥４０￣Ｃ／ｓ），因此在由临界区温度冷却到锌锅温度（４６０℃ ）的过程中，无先共析铁素体生成。铁素体晶粒尺寸非常细小，平均为（２．５±０．５）１ＴＩ。
（４６０℃），Ｃ原子的扩散能力较强，因而虽然在贝氏
８４５℃ ［此温度选择为（Ａ，＋Ａ。，）／２］，保温３００ｓ；然后以 ≥４０℃／ｓ的冷速快速冷却到４６０℃ （锌锅温度），

trip钢研究的现状与发展

trip钢研究的现状与发展随着工业化和城市化的不断发展，钢铁行业作为基础产业之一，一直扮演着重要的角色。

而在钢铁生产中，trip钢作为一种新型高强度钢材，近年来备受关注。

本文将从trip钢的定义、研究现状、发展趋势等方面进行探讨。

一、trip钢的定义trip钢，全称Transformation Induced Plasticity钢，即通过相变诱导塑性来提高钢材的强度和塑性。

trip钢是一种由低碳钢、铝、硅、锰等元素组成的复合材料，其特点是在应力作用下，钢材中的奥氏体相会发生相变，从而使钢材的塑性得到提高。

二、trip钢的研究现状trip钢的研究始于上世纪80年代，当时主要是在日本和欧洲进行。

近年来，我国也开始了trip钢的研究工作。

目前，国内外学者对trip钢的研究主要集中在以下几个方面：1. trip钢的制备技术：trip钢的制备技术是trip钢研究的重要方向之一。

目前，主要采用的方法有热轧、冷轧、热处理等。

2. trip钢的力学性能：trip钢的力学性能是trip钢研究的核心问题。

目前，学者们主要关注trip钢的强度、塑性、韧性等方面的性能。

3. trip钢的微观结构：trip钢的微观结构是影响trip钢力学性能的重要因素。

目前，学者们主要通过电子显微镜、X射线衍射等手段来研究trip钢的微观结构。

三、trip钢的发展趋势随着汽车、航空、航天等行业的不断发展，对高强度、高韧性的材料需求也越来越大。

trip钢作为一种新型高强度钢材，具有广阔的应用前景。

未来，trip钢的发展趋势主要有以下几个方面：1. 制备技术的改进：trip钢的制备技术是trip钢发展的关键。

未来，学者们将继续改进trip钢的制备技术，提高trip钢的制备效率和质量。

2. 力学性能的提高：trip钢的力学性能是trip钢发展的核心问题。

未来，学者们将继续研究trip钢的力学性能，提高trip钢的强度、塑性、韧性等方面的性能。

TSCR工艺制备600MPa级TRIP钢的组织与力学性能

材料工程／２００９年２期
８０ｍＬ无水乙醇中，将两种溶液按体积比１：１混合均匀后，立即将研磨、抛光好的试样侵入试液中１５～２５ｓ，用清水冲洗后，冷风吹干。
在带图像分析软件的ＬＥＩＣＡＤＭＲＸ金相显微镜上进行了组织分析。图１是试验钢的彩色金相照片。图中浅灰色区域为铁素体，深棕色的是贝氏体，白色发亮的是残余奥氏体。（黑白打印图中灰色区域为铁素体，深色的是贝氏体，白色的是残余奥氏体。）定量金相分析结果为：６．６％的残余奥氏体，５７．９％的铁素体，３５．５％的贝氏体。
５３
主要对强度有影响。２．３试验钢的夹杂物分析
在扫描电镜上对薄板坯连铸连轧工艺制备的ＴＲＩＰ钢进行了夹杂物分析。大量观察表明，试验钢中夹杂物的尺寸细小，以点球状形貌为主，尺寸在１～５ｐｍ之间。图３所示为试验钢中的一个尺寸约为１ｐｍ×２ｐｍ夹杂，成分以ＭｎＳ为主，另有ＴｉＯ·Ｆｅ０复合氧化物。
ＴＳＣＲ工艺的热历史特征是只发生奥氏体向铁素体的单向相变，为此要保证脱模温度不低于相变温度。参考ＣＣＴ曲线［１２］以及薄板坯连铸连轧工艺制订了实验工艺。
采用１０ｋｇ真空感应炉熔炼合金，铁模浇注后，开模取出钢锭，钢锭尺寸为６０ｍｍ×１００ｍｍ×１３０ｍｍ。用红外线测温仪测得钢锭表面温度为９５２℃，随即将钢锭送入均热炉内，均热工艺为１１５０℃×３０ｍｉｎ。均
中国分类号：ＴＧｌ４２．１
文献标识码：Ａ
文章编号：１００１—４３８１（２００９）０２—００５１－０３
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｃ－Ｓｉ－ＭｎＴＲＩＰｓｔｅｅｌｗａｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙＴＳＣＲｐｒｏｃｅｓｓｉｎｌａｂｏｒａｔｏｒｙ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｏｆｔｅｎｓｉｌｅｅｘ－ｐｅｒｉｍｅｎｔｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｔｈｅｕｌｔｉｍａｔｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈｗａｓ６３０ＭＰａ，ｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｗａｓ４３０ＭＰａ，ｅｌｏｎｇａ— ｔｉｏｎｗａｓ２９．１％．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓａｌｓｏｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｗａｓｃｏｍｐｏｓｅｄｗｉｔｈｆｅｒｒｉｔｅ，ｂａｉｎｉｔｅａｎｄｒｅｔａｉｎｅｄａｕｓｔｅｎｉｔｅ．Ｔｈｅｃｏｕｎｔｉｎｇｏｆｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅｃｏｌｏｕｒｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙｓｈｏｗｅｄｔｈａｔｒｅｔａｉｎｅｄａｕｓｔｅｎ－ｉｔｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｗａｓａｂｏｕｔ６．６％．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：Ｃ—Ｓｉ—ＭｎＴＲＩＰｓｔｅｅｌ；ＴＳＣＲｐｒｏｃｅｓｓ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ

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收稿日期：０１０ — ３２１－３０作者简介：王业勤，，９４男１８年生，０７２０年毕业于东北大学材料成型
分设计思路，主要化学成分如表１所示。
表１试验钢化学成分（质量分数）％
ＣＯ．８１ＳｉＯ２．８Ｍｎ１９．ＯＰ０Ｏ．８ＶＯ．６１ＮＯｏ８．ｏ
图２示。组织由贝氏体和残余奥氏体组成。磷与所硅相似，能起到固溶强化效果，钢中加入少量也在的磷［Ｐ＜０１能有效阻止渗碳体的析出，利（）．％］有
３试验结果与讨论
３１微观组织分析．
２试验材料和方法
２１试验材料．
试验用钢以１０℃／的速率加热到１０测ｓ０ｏ２Ｃ，
得该加热速率下的Ａ和Ａ分别为７０９０℃。为６和３
鉴于热镀锌ＴＩ在成分上和工艺上Байду номын сангаас的特殊ＲＰ钢
中图分类号：Ｇ１２１Ｔ４．文献标识码：Ａ文章编号：０４４２（００ — ０６０１０ — ６０２１）６０３ — ２１
１前
言
１０ｍ）４０Ｌ和％硝酸酒精复合侵蚀。经这种方法侵蚀
后，素体呈浅灰色，铁残余奥氏体为白色，氏体为贝
保温３０；０然后以４／的冷速冷却到４０℃（ｓ０ｏｓＣ６锌锅温度）保温２，以５ｓ０随后ｓ ℃／冷却到室温。金相试样经研磨、光后，了能更好地区别抛为
热轧ＴＩＲＰ钢的组织，用（ａ，ＨＯ１ｇＨ０利Ｎ２Ｏ－ｚ０＋２Ｓ
轧成厚５ｍｍ的板；轧后酸洗，终冷轧至厚１热最．０ｍｍ的薄板，轧压下量达到８％。冷轧钢板用连冷０
续退火模拟实验机进行连续退火试验，验用料的试
规格为：６０ｍｍ，３０ｍｍ，１长０宽０厚．ｍｍ。热处理０工艺为：１Ｃｓ以０￣／的加热速率将试样加热到９０℃ ，５
第３卷第６３期
２１年１月０１２
山东冶金
ＳａｄｎＭｅａｌｒｙｈｎｏｇｔｌｕｇ
Ｖ０．３Ｎｏ６１３．Ｄｅｅｅ０１ｅｍｂｒ２１
ｉ试验研究
：・．：，～．．、，’，、．．，’，’．．、．，’ 、．‘．。～，・
于亚稳态奥氏体的保留，］以及能弥补降低硅含量
２２试验方法．
试验用钢经真空冶炼而成，将钢坯热锻至厚７０
所引起的强度损失。在本试验条件下残余奥氏体
含量达到１．％。７６
ｍｍ。在箱式加热炉中加热至１０保温２ｈ热０ｏ２Ｃ，，
黑色ｎ。在ＬＩＡＤＲ］ＥＣＭＩＭ多功能光学显微镜下观
相变诱导塑性（ＲＰ钢能解决高强钢的强度ＴＩ）
和塑性矛盾，为国内外材料领域的研究热点，成也是新钢种开发的竞争热点。为了改善高硅含量导
型ｘ射线衍射仪测定试样的残余奥氏体量，据文根
献［］２所叙述方法计算。连续退火钢板制成标准拉伸
试样，有效标距５ｍＸ１拉伸速率５ｍ／ｉ。０ｍ５ｍｍ，ｍｍｎ
高强贝氏体基体ＴＩ钢的热处理工艺及组织性能，ＲＰ以期为工业生产超高强ＴＩＲＰ钢提供参考。
新型超高
ＴＩＲＰ钢组织性能研究
王业勤
（莱芜钢铁股份有限公司生产处，山东莱芜２１０）７１４摘要：采用增大冷轧压下量以及合理的连续退火工艺，得到了含有大量稳定残余奥氏体的一种新型适合于热镀锌的超高
强贝氏体基体ＴＩ钢。该钢将硅含量降低到Ｏ８加入０８ＲＰ．％，２．％的磷，０弥补了由于硅含量降低而引起的强度损失，同时有效阻止渗碳体的析出，室温组织中含有１．使７％块状或片层状残余奥氏体。添加钒进一步提高了基体强度。贝氏体基体的６ＴＩ钢具有优良的综合力学性能：ＲＰ抗拉强度１３Ｍａ强塑积达到２０Ｍａ％。０Ｐ，０２６Ｐ・６关键词：相变诱导塑性钢；氏体基体；贝连续退火；组织；能性
得到贝氏体基体的ＴＩ钢，研究的热处理方法与ＲＰ本
Ｓｇｍｔ等作者的研究方法原理相似。试验用钢ｕｉｏｏ经过连续退火处理后，微观组织和扫描组织如图１、
性，次试验用钢采用低硅含磷、本钒微合金化的成
致的热轧ＴＩ钢板的表面质量问题及冷轧板的热ＲＰ镀锌问题，硅及无硅的ＴＩ低ＲＰ钢引起国内外学者的极大关注。本研究重点探讨一种适合热镀锌的超
察其显微组织；利用扫描电镜和Ｈ８０一０型透射电镜进一步观察残余奥氏体形貌及析出；Ｄｍｘ４０用／ａ２０