双相钢和相变诱导塑性(TRIP)钢

双相钢和相变诱导塑性（TRIP）钢
引言
节省燃料和保证安全的要求是高强度钢在汽车工业中的应用稳步增长的驱动力。

与其它材料，如轻金属铝、镁，或是塑料和复合材料相比，高强度钢除了减轻重量外，还有另外的优点，即其加工工艺类似于传统的低碳钢。

因此，高强度钢在减轻重量的同时其总的制造成本也下降。

其它竞争材料在这方面的情况则截然相反(1)。

根据强度和成形性的不同要求，采用不同的高强度带钢和薄板钢。

以无间隙原子钢为基础的高强度钢具有优异的冷成形性能(2)。

当深冲作为主要加工方法，而抗拉强度要求约400N／mm2时，低碳含磷钢和烘烤硬化钢得到大量应用。

如果对深冲性的要求不很严格， Lankford值r 1.0左右足够时，可以使用更高强度级别的钢种。

和微合金带钢和薄板钢应用的同时，具有双相显微组织的钢种(3)的应用也相当普遍。

这种类型钢在同等抗拉强度时具有较高的均匀延伸率和总延伸率，如图1所示(4)。

但如果从同等的屈服强度来考虑，这种优势消失。

特性及工艺路线
双相显微组织指在铁素体基体上分布着一定量的第二相。

该组织具有网状、弥散和两相组织的特征，如图2（5）。

第二相通常是马氏体，其典型的体积分数约为20％。

这样的显微组织构成影响应力一应变曲线。

屈服强度由软相即铁素体的塑性流变的起动所决定。

在此阶段，硬相还处于弹性区。

根据两相组组织的混合规律，当施加的应力较高时，材料显示较高的加工硬化行为。

两相中应变的分布是不一样的，以致于软相中的应变和硬相中的应力高于复合体平均值。

即使在变形的稍后阶段硬相变成塑性时，这种现象仍然存在。

这样复杂的情况的示意图如图3所示。

应用有限元的方法，可以计算出最终力学性能(6)。

显微组织的详细分析表明，双相钢也包含有一定量的残余奥氏体。

由于铁素体组分内
部拉应力较低（7），这也导致相对低的屈服强度。

生产这种80％铁素体加上20％马氏体显微组织的常规步骤是重新加热至两相区α+γ，加热的温度应为根据平衡图形成20％奥氏体的温度。

这时奥氏体自然含碳量高，如果冷却速率不是太低，将转变成马氏体。

考虑到冷轧钢板，本来就要进行再结晶退火处理，在连续退火线上，只需采用比再结晶退火温度稍高一点的温度就可完成双相热处理。

然而对于热轧带钢材料，这样一个附加的热处理将大量增加成本，因此只有通过合金成分设计和轧后水冷线上冷却条件的优化才可在热轧状态下获得所要求的显微组织。

图4概括了不同的工艺路线。

通过增加马氏体数量，如提高两相区退火的温度，钢的拉伸性能提高，但是在强度提高的同时，钢的塑性下降。

大约20％马氏体时钢的性能配比最好（8）。

具有较细晶粒的双相组织，强度性能和延伸率都有所提高，如图5所示（9）。

双相钢产品
在美国市场上最早销售的一种双相钢是以七十年代常见的一种少珠光体的钒微合金带钢为基加上两相区退火而得到的（10）。

这种钢具有80级钢的抗拉强度（650N／mm2），然而却
有50级钢的屈服强度（350N／mm2）和延伸率（＞27％）。

这种双相钢当时的主要应用是防撞杆的加强件，同时也用于其他汽车零件包括轿车车轮。

最初，不用两相区热处理而生产的带钢其合金方案以Mn、Si、Cr和Mo为基（11），由于这种钢合金含量相当高，比较昂贵，因而不含Mo的钢种得到开发（12），其主要用途仍然是汽车车轮。

具有抗拉强度>550N/mm2水平的这种热轧带材的典型的合金设计是（13）：
0．08％C，0．5％Mn， 0．3％Si， 0．50％Cr和0．07％P
如上所述，这种工艺路线需要较低的卷取温度。

与同样抗拉强度水平的微合金少珠光体的钢种相比，用双相钢生产的轮辐显示出优越的疲劳寿命（14）。

这种改善与发生在通常所知道的循环软化之前的低周疲劳条件下的起始循环硬化有关。

已经发现，在马氏体和铁素体边界处存在着较高的应力集中，但是如果组织中含有一定量的贝氏体（15），则可降低应力集中，因而增加塑性且并不明显降低抗拉强度。

在热带轧机上生产这样的“三相”组织钢也有工艺上和经济上的好处，因为不再需要非常低的卷取温度。

主要的工业开发工作是在日本进行的。

图6概括了某些结果（16，17）。

对所有钢种来讲，卷取温度对力学性能都有类似的影响。

当采用传统的大约650o C的卷取温度时，第二相是珠光体，导致相对来说最低的强度水平。

当第二相是马氏体，得到典型的双相组织时，钢的强度最高，此时塑性还很好。

当采用约450o C的中温卷取温度时，可获得包括贝氏体和马氏体组分的三相结构，此时钢的塑性最好而强度中等。

当这种钢用铌碳微合金化时，由于较细的晶粒组织，强度和塑性都有所改善，上述卷取温度的影响仍然不变，很明显，三相钢具有强度和塑性的最佳综合性能，可用抗拉强度乘以扩孔率的乘积来表示，如图6。

为了提高这种带钢的强度，添加较多的合金元素 S i、Mn、Cr是普遍的做法。

这类钢中一个典型的实际用于汽车工业的钢种，抗拉强度＞600N／mm2，其卷取温度大约在 450℃。

该钢种以下列化学成分为基础（13）：
0.08%C ,1.40%Mn和 0.035％Nb
近年来，冷轧板的连续退火越来越普及，这种装备非常适合于通过双相区退火生产双相钢。

图7描述了使用双相钢薄板生产轿车侧冲击梁的工艺路线和最终的力学性能。

铁素体加马氏体双相薄板钢显示出高的加工硬化能力，因此在管成形之后，屈服强度明显提高。

在轿车常用涂层过程中得到的的烘烤硬化可以进一步提高强度。

为了保证细晶粒组织，这些薄板钢也含微量铌（18）。

TRIP钢效应及其应用
面心立方的奥氏体相转变成体心立方的铁素体相时出现钢的膨胀现象。

高合金钢的奥氏体相在低温下可以是稳定的。

己经证明，奥氏体钢在室温下的变形过程中，奥氏体向马氏体的转变稳步进行，导致延伸率提高（19）。

这种相变诱导塑性（TRIP）也被应用于紧固件、外科针头、高强度钢丝等用途。

TRIP效应用于冷成形的高强度低合金钢是很有前途的。

为此目的需要大量的在室温下稳定的奥氏体，最廉价的稳定奥氏体的方法是增加碳含量。

室温下在0.20%C钢中要获得约12％的残余奥氏体的工艺条件示于图8。

这些钢或通过两相区退火或通过热轧带钢轧制后特定的冷却条件来获得。

在两相区保温期间，首先发生碳在奥氏体中的富集，但此时试图得到的奥氏体体积分数大于上面讨论的双相钢。

接着发生的第二次碳的富集，发生在贝氏体等温转变期间所剩的那部分奥氏体中。

包括过时效段的连续退火线和具有热卷慢冷的热带连轧机都能用于两步热处理工艺过程。

正是由于硅或类似元素充当着铁素体稳定剂的作用，在部分转变成贝氏体的第二次等温处理过程中增加了奥氏体中碳的富集。

自双相区退火温度冷却期间，这些元素不仅加速先共析铁素体的形成，而且在贝氏体形成期间阻碍渗碳体的析出，因此加速碳扩散到奥氏体相中去。

这些钢含有1.2％左右锰的典型含量，锰可通过降低相变温度而增加残余奥氏体的数量，同时还含有1.2％左右的硅，由于上述的机制（20）硅有助于增加残余奥氏体的稳定性。

TRIP钢具有类似于双相钢的低屈强比（0.56），但是在相同的抗拉强度下，其延伸率要高得多．例如抗拉强度为 800N／mm2的 TRIP钢，总延伸率的典型值约为 30%（21）。

这种钢的高塑性是在变形期间形成马氏体的结果。

因此，对塑性变形的影响不仅来自残余奥氏体的数量而且来自其稳定性。

首先，残余奥氏体随着塑性变形的进行，连续产生马氏体相变。

已经证明，上述的低碳钢确实具有这样的行为（22）。

图9显示了在贝氏体相变区经不同保温时间处理的TRIP钢在形变时残余奥氏体数量的变化。

尽管在保温10秒后，残余奥氏体的数量即几乎达到10％，然而这样的奥氏体不是最佳的，在形变的早期阶段转变几乎全部完成。

但是随着保温时间延长，奥氏体中碳的富集达到足够高，以保证最佳的强度和塑性。

结论
特别在汽车制造业中，热轧带钢或冷轧薄板钢的冷成形是常规的生产步骤。

抗拉强度水平高于 500N／mm 2的微合金化的低合金高强度钢可以有多种用途。

然而，双相钢适合于成形性要求高的各种用途。

这些具有双相或三相组织的钢具有一定的化学成分并通过各种相应的热处理过程和加工工艺来生产。

相变诱导塑性可以采用特定类型的双相钢利用TRIP钢机
制来得到。

在所有类型的这类钢的工艺优化过程中发现，铌微合金化主要通过晶粒细化来改善钢的力学性能。

参考文献
1. C. L. Magee, SAE Reprint 820147,1982
2. Niobium Information 12/96, CBMM/NPC, Dusseldorf(Germany), 1996
3. Niobium Information 9/95, CBMM/NPC, Dusseldorf(Germany), 1995
4. S. Hayami and T. Furukawa, Microalloying 75, Union Carbide Corp., New York (NY), 1977, p.
311-321
5. J. Becker et a ., Z.-Metallkunde 71 (1980), No. 1, p. 27-31
6. Y Tomota and 1. Tamura, Trans. ISIJ 22 (1982), p. 665-677
7. C. Kim, Processing Microstructure and Properties of HSLA Steels, TMS, Warrendale (PA),
1988, p. 373-378
8. R.G. Davies and C.L. Magee, Dual Phase Steels, Vanitec, London (UK), 1987, p. 25-31.
9. Maid et al., Stahl u. Eisen 108 (1988), p. 355-364
10. M. S. Rashid, SAE Reprint 760206, 1976
11. A. P. Coldren and G. Tithr, Journal of Metals. 30 (I 978), p. 16-19
12 C. M. Vlad, G. Ahrndt and K. Hulka, HSLA Steels Technology and Applications, ASM Metals
Park (OH), 1984, p. 329-339
13. G. Rigaut and P Teracher, Nficroalloying '95, ISS,Warrendale (PA), 1995, p. 275-284
14. M. Mizui and M. Takahashi, ISM, Sept 1992, p. 31 -38
15. S.Kim, U Reichel and W. Dahl, Steel Research 58 (1987), p. 186-190
16. M.Sudo, S. Hashimoto and S. Kambe, Trans. ISIJ 23 (1983), p. 303-311
17. S. Hashimoto et al., Trans. ISIJ 26 (1986), p. 985-992
18. K. Olsson, ibid Ref 7, p. 331-344
19. V R Zackay et al., ASM Trans. Quart. 60 (1967), p. 252
20. Y Sakuma, O. Matsumura and H. Takechi, Met. Trans. A, 22A (1991 ), p. 489-498
21. Y Sakuma et al., Nippon Steel Techn. Rep. 64 (1995), p. 20-25
22. A. Itami, M. Takahashi and K. Ushioda, ISIJ 35(1995), No 9, p. 11 21-1127。