TRIP-相变诱发塑性钢的研究进展

相变诱发塑性钢是一种汽车用钢，通过相变诱发塑性(TRIP)效应使钢板中残余奥氏体在塑性变形作用下诱发马氏体生核和形成，并产生局部硬化，继而变形不再集中在局部，使相变均匀扩散到整个材料以提高钢板的强度和塑性。典型TRIP钢c含量为0．2％，Mn 1％～2％，Si 1％～2％，通过热轧变形热处理或冷轧 热处理，TRIP钢的组织由50％～60％铁素体，25％～40％贝氏体或少量马氏体和5％-15％残余奥氏体组成。TRIP钢的强度和韧性高于双相钢和微合金钢。介绍了TRIP钢的生产工艺和性能，残余奥氏体、合金元素、热处理对TRIP效应的影响和TRIP钢研究趋势。     

拉伸应变下中碳贝氏体钢中残留奥氏体转变及其稳定性

摘要：采用分阶段拉伸应变试验,研究中碳贝氏体钢在拉伸过程中TRIP效应的影响,探究残留奥氏体转变量与应变量之间的关系。试验结果表明,拉伸变形初期残留奥氏体转变较快（0%到3.0%应变量(体积分数)对应残留奥氏体转变量为13.72%）,主要为分布在贝氏体束与束之间的块状残留奥氏体（尺寸为微米级）发生相变;拉伸变形后期残留奥氏体转变较慢（10.0%到18.5%应变量对应残留奥氏体转变量为7.78%）,主要为分布在贝氏体铁素体板条与板条之间的薄膜状残留奥氏体（尺寸为纳米级或者亚微米级）发生相变。归因为块状残留奥氏体稳定性低,在外部应力作用下容易转变为硬而脆的马氏体组织,而薄膜状/条状残留奥氏体稳定性高,在外部应力的作用下不易发生相变,TRIP效应的发生使得钢种强度和塑性同时得到提高。通过3种模型（Hollomon模型,C-J模型,修正C-J模型）描述试验钢的加工硬化行为,将整个拉伸过程可分为3个阶段,并结合微观组织变化,详细解析了每个阶段所对应的主要加工硬化机制。     

形变过程中TRIP效应的相变热动态研究

采用拉伸与测温试验同时进行的方法,将应力应变曲线与热能曲线相结合,动态研究热轧TRIP钢拉伸过程中的相变热.研究表明:热轧TRIP钢在拉伸过程中材料增加的热能由部分转变的塑性功和马氏体相变热组成,因此,拉伸过程中实际测得的试样热能高于由塑性功转变的热能.利用平均综合热能损失系数对低速拉伸的TRIP钢的热能进行补充,通过计算与推导,证实了试样在刚进入塑性变形时,一定数量的较不稳定残余奥氏体首先集中发生马氏体相变,随着应变的进一步加大,剩余的较稳定的残余奥氏体根据其稳定情况发生马氏体相变的数量逐渐减少,在试样均匀延伸结束前绝大部分残余奥氏体已转变为马氏体.结合相变热变化可动态描述热轧TRIP钢形变过程中马氏体相变的情况.      

70Si3MnCrMo钢中贝氏体及其回火稳定性

 对一种新型70Si3MnCrMo钢进行了等温和连续冷却贝氏体相变热处理。利用拉伸和冲击试验研究试验钢的力学行为,利用XRD、SEM和TEM等方法对试验钢进行了相组成分析和微观组织形貌观察。研究结果表明,试验钢经等温贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在200 ℃回火,强塑积为26.4 GPa·%。经连续冷却贝氏体相变,其最佳综合力学性能出现在300 ℃回火,强塑积达到28.6 GPa·%。回火温度较低的情况下,热处理后的组织为由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的无碳化物贝氏体组织,这种无碳化物贝氏体由超细贝氏体铁素体板条而获得超高强度,由一定量的高碳残余奥氏体来保证较高的塑性和韧性。试验钢经连续冷却贝氏体相变,其贝氏体铁素体板条中出现了超细亚单元,并且残余奥氏体呈薄膜状和小块状两种形态分布于贝氏体铁素体板条之间,这两种形态残余奥氏体的稳定性不同。拉伸试样在变形过程中残余奥氏体持续发生TRIP效应,直至全部残余奥氏体都发生转变生成应变诱发马氏体,从而使钢得到更好的强、塑性配合,表现出十分优异的综合性能。     

超细晶中锰钢温轧强化增塑机理

采用Gleeble-3500热模拟试验机测定了不同温度下中锰钢的变形抗力,并通过分阶段拉伸、扫描电镜、电子背散射衍射、X射线衍射等实验手段,对温轧中锰钢中逆转变奥氏体的相变行为进行观察和分析。研究发现,热轧马氏体中锰钢经过600℃温轧及退火后,获得较多较稳定的残余奥氏体,从而实现强度859 MPa和延伸率36%的优良力学性能。拉伸变形前期,锯齿状流变应力现象明显,残余奥氏体提供持续的TRIP效应来提高塑性,此过程中尺寸较大的逆转变奥氏体稳定性差,变形时先发生转变;拉伸变形后期,锯齿状波动消失,超细晶铁素体和马氏体发生塑性变形,马氏体强化及铁素体中的位错强化为主要强化方式。      

7.9Mn-1.4Si-0.07C钢高强韧机理研究

通过热轧、温轧、奥氏体化、两相区退火处理得到7.9Mn-1.4Si-0.07C钢板,该材料的拉伸强度及塑性随奥氏体化温度不同而具有显著差异.奥氏体化温度降低,室温下奥氏体含量升高,综合力学性能提高.当奥氏体化温度由900℃降低为800℃时,所得到钢板的奥氏体体积分数由15%增加到28%,拉伸强度由1 150 MPa提高到1 340 MPa,塑性由21%提高至27%.实验钢优异的力学性能源于其中大量的超细铁素体及奥氏体,细晶强化使其具有超高强度,铁素体基体及变形过程中奥氏体向马氏体相变提供了良好的塑性.基体组织中的位错强化,形变诱导马氏体转变的TRIP效应等是增强该钢板加工硬化能力的主要因素.     

贝氏体等温温度对超高强冷轧TRIP钢组织性能的影响

将C-Si-Mn钢加热至800℃保温120 s后,分别快速冷却至350～410℃保温600 s以模拟贝氏体等温转变工艺。通过扫描电镜(SEM)和拉伸测试的方法研究了贝氏体等温温度对超高强相变诱导塑性钢(TRIP钢)微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,冷轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成;贝氏体和残余奥氏体形成于等温转变阶段,而马氏体形成于等温后的终冷阶段。随着贝氏体等温温度增加,固溶C原子扩散系数提高,促进残余奥氏体中碳化物的析出。因此,奥氏体中的平均固溶C含量降低,使得TRIP钢残余奥氏体分数降低,马氏体体积分数增加。贝氏体等温温度由350℃增加至410℃时,TRIP钢屈服强度由720 MPa降低至573 MPa,抗拉强度由1 195 MPa提高至1 312 MPa,伸长率A_(80)由17.8%降低至12.5%。贝氏体等温温度为350℃时,冷轧TRIP钢具有优良的综合力学性能,强塑积达到21 270 MPa·%。     

0.1C-5Mn钢两相区退火后的残余奥氏体与力学性能

通过ART(奥氏体逆相变)热处理工艺,研究了两相区退火温度对0.1C-5Mn钢中残余奥氏体与力学性能的影响。采用SEM、XRD、室温拉伸等分析测试手段,表征了试验钢组织形貌、亚稳奥氏体含量以及力学性能。结果表明,试验钢经ART工艺处理后,室温组织主要由铁素体与残余奥氏体组成;随退火温度升高,试验钢中出现碳化物析出与再溶解,同时板条状形变马氏体回复多边化形成等轴铁素体,颗粒状奥氏体过冷转变为板条状和块状马氏体;630、645、660℃退火1h试样中奥氏体体积分数相近,分别为18.4%、19.5%、18.8%,随温度升高,奥氏体含量骤降,大量逆相变奥氏体转变为马氏体;综合不同退火温度,表明试验钢经660℃退火可获得最佳的综合力学性能。     

基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢组织及性能

通过单轴热压缩试验,结合扫描电镜以及X射线衍射技术,研究了动态相变前奥氏体晶粒状态对基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢复相组织状态及力学性能的影响.与动态相变前奥氏体晶粒为等轴状条件下相比,动态相变前奥氏体晶粒为拉长状条件下,动态相变得到的铁素体转变量较大,最终复相组织中贝氏体含量较少且团径较小,马氏体含量较少,但对残余奥氏体含量及其含碳量影响不明显.与不含微合金化元素的基于动态相变的热轧TRIP钢相比,Nb-V-Ti微合金化TRIP钢的屈服强度和抗拉强度明显提高,而延伸率有所降低.      

残余奥氏体中的碳元素在TRIP钢变形前后的分布

利用TEM和EPMA对TRIP钢中残余奥氏体形貌以及碳元素的分配进行了研究,发现TRIP钢中的残余奥氏体以多种形态分布,且碳在残余奥氏体中的浓度显著高于其他两相中的浓度,此时残余奥氏体可以通过EPMA中的贫硅区表示;变形之后的残余奥氏体将会发生相变,通过TEM发现残余奥氏体在受到应力作用而发生相变之后转变为细小的立方马氏体,且由于碳原子来不及扩散,马氏体中的含碳量和奥氏体中的含碳量基本相同。