相变诱发塑性钢的研究现状与发展

1、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

2、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。1TRIP效应的提出及其机理研究1.1TRIP效应的提出sauveur1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，Zackey2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TR

3、IP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

4、高强度低合金钢，主要成分(质量分数)是0.250.3%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G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G。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T

5、1，化学驱动力为mn，若在该温度下，所提供的pm+mn刚好等于G，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

6、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。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Gree

7、nwood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：式中，是相变体积应变，y0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

8、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。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

9、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

10、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

11、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

12、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

13、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。3TRIP钢的微观组织及其形成机制典型的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610。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，(

14、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。图3典型TRIP钢金相组织图奥氏体的尺寸小于100m，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，一般都呈岛状分布。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

15、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Ar3Ar1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。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

16、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

17、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800MPa1200MPa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，

18、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600MPa800MPa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600MPa1200MPa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

19、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。5TRIP钢的性能特点TRIP钢主要作为高强度、高断后伸长率的新型汽车用钢，其优越的性能主要源于钢中多相组织的合理配比以及相变诱发塑性原理。高强度源于马氏体、贝氏体和合金元素固溶强化的共同贡献，高塑性依赖于残留奥氏体、贝氏体和铁素体三相组织的优势互补。具体归纳如下：(1) 强度高，延性大，即其强塑积(TS×EL)较高；TRIP钢的强塑积一般均大于20000

20、，而一般钢种的强塑积约为15000，因此TRIP钢可用作形状较复杂的零件。(2) TRIP钢的加工硬化指数较高，均在0.2以上，而析出强化系列钢则在0.2以下。(3) 平面各向异性较低，在深冲时制耳很小。(4) 成型后表现出很强的烘烤硬化特性。(5) TRIP钢的屈强比略高于双相钢约为0.60.8，加工容易；而析出强化钢板的屈强比约为0.80.9。(6) 具有高的成形极限高度和拉胀性能，特别适合于胀形的零件。(7) 冲撞时吸收能量较高，提高了安全性。(8) TRIP钢因加工硬化指数高，在循环应力作用下，会发生循环硬化，故其疲劳强度高。6影响TRIP钢性能的因素6.1显微组织对TRIP钢性能的影

21、响众所周知，钢中显微组织的合理配比，各种相组织的形态、分布及晶粒大小决定了材料的性能，而热处理工艺最终也是通过改变材料的组织来获得所要求的性能。因此研究各相组织及其作用机制，使用不同手段获得不同的组织对改善TRIP钢的性能具有重要作用。Bleck等研究了双相钢和TRIP钢中显微组织和拉伸性能之间的关系，认为材料的性能取决于钢中各相的体积百分数、各相的晶粒尺寸，硬质相和软质相的硬化率，局部的化学成分起伏以及亚稳相的机械稳定性10 11。6.1.1铁索体对TRIP钢性能的影响TRIP钢中的铁素体是其显微组织中硬度最低、塑性较好的相，其含量主要通过两相区等温转变以及随后的冷却来控制，铁素体晶粒大小主

22、要受母相奥氏体晶粒尺寸及形变热处理工艺的影响。TRIP钢中铁素体的含量一般占50%以上，作为基体组织，在应变诱发相变过程中，铁素体易吸收残留奥氏体转变为马氏体引起的体积膨胀，对TRIP效应具有辅助作用。PJacques等认为TRIP钢的高强度主要取决于TRIP效应，尤其是变形过程中，残留奥氏体转变为马氏体时，使铁素体基体中的位错密度大大增加，铁素体基体产生位错强化。同时，变形的铁素体区包围着残留奥氏体，产生水静压力，使残留奥氏体稳定性增加，在随后的变形过程中发生渐进式相变，TRIP钢的强度和塑性均得到提高。Zarei等研究了SiMn型TRIP钢中的铁素体形成特性，探讨了母相奥氏体晶粒尺寸、铁素

23、体含链、铁素体晶粒尺寸以及铁素体形貌对残留奥氏体含量及稳定性的影响，认为原始奥氏体晶粒尺寸对两相区形成的铁素体形貌有影响，母相奥氏体尺寸从230m减小到40m时，将出现针状铁素体；而铁素体量的变化直接影响最终残留奥氏体含量及残留奥氏体中的碳和合金元素含量。随铁素体量的增加，残留奥氏体量出现一个最大值，随后下降，故为取得较好的TRIP效应，应优化铁素体量，以便获得最大量的稳定的残留奥氏体两相区变形不仅能使铁素体晶粒细化，而且使残留奥氏体量增加。铁素体晶粒细化增加了铁素体与奥氏体的界面面积，使组织中位错密度提高(更细的亚晶)，促进Mn的扩散，导致合金元素的快速分配。两相区的连续冷却，生成由多边形和

24、针状铁素体组成的混合组织，可进一步分割母相奥氏体晶粒，使残留奥氏体晶粒更细小，稳定性提高，从而改善钢的强度和塑性。如果铁素体量过多，会在随后的冷却过程中形成珠光体，降低残留奥氏体中的碳、锰含量和残留奥氏体的稳定性，影响力学性能。 6.1.2贝氏体对TRIP钢性能的影响TRIP钢中的贝氏体不同于一般的上贝氏体和下贝氏体，是无碳化物贝氏体，也可以称作贝氏体铁素体，Aaronson认为，无碳化物贝氏体的实质是呈魏氏组织形态的片状或板条状的先共析铁素体。Bhadeshia等都对无碳化物贝氏体进行了研究，尽管对其定义和命名存在较大分歧，但至少存在如下共识：无碳化物贝氏体内部无碳化物析出；无碳化物贝氏体形

25、态与常见贝氏体相同，呈板条状，有时也呈粒状，有表面浮凸效应。在低合金高强度TRIP钢中，铁素体主要是影响钢的塑性，而无碳化物贝氏体主要是提高钢的强度。普通钢铁材料的马氏体、贝氏体中的碳化物对韧性有不利影响，其原因在于碳化物的存在将促进裂纹的形成与发展，甚至碳化物是孔洞的形核处，影响了钢的韧性。特别是在较高温度下得到的上贝氏体组织，碳化物这种有害作用更加明显。但在TRIP钢中，贝氏体铁素体条片间或条片内的残留奥氏体取代了渗碳体，消除了渗碳体的有害作用。这些残留奥氏体薄膜不仅具有很高的热稳定性和机械稳定性，而且细化了材料的有效晶粒尺寸。在拉伸应力和裂纹尖端应力场的作用下，可以承受较大的变形而不发生

26、马氏体转变和断裂，且可能发生薄膜状残留奥氏体的TRIP效应，马氏体相变消耗部分裂纹扩展功，将使裂纹尖端发生钝化，裂纹扩展方向发生拐折，使裂纹的萌生和扩展必须消耗更高的能量，从而使材料具有良好的强度与塑性配合。6.1.3形变速率对TRIP钢性能的影响高应变速率是先进高强度钢的重要特性之一。上世纪90年代TRIP钢已成功用于汽车零部件，特别是由于此类钢变形过程中具有良好的能量吸收特性而被用于防撞结构件。一般交通事故中汽车结构件的变形速率在l03s-1左右，故研究高应变速率下TRIP钢的力学性能对于扩展TRIP钢的应用有着重要的意义。江利等研究了TRIP钢低应变速率下的拉伸性能，结果表明，低应变速率拉伸条件下，0.63C-1.75Si-1.68Mn型TRIP钢的断后伸长率明显提高，由正常拉伸速率下的14%15%提高到22%左右，屈服强度由1015MPa提高到1198MPa，极限强度由1448MPa提高到1546MPa，尽管试样中残留奥氏体量减少，但TRIP效应仍然显著。Yan等研究了高应变速率下TRIP590等几种高强钢的性能，结果表明，低于0.1s-1的应变速率条件下，断后伸长率随应变速率的提高而下降，待应变速率达到100s-1时断后伸长率又提高，而后再次下降。目前国内研究应变速率对TRIP钢性能的影响较少，尤其是国内限于高速撞击试验设