TRIP钢，即相变诱导塑性钢(transformation induced plasticity steel)，是近年来发展起来的一种高强高塑性钢，用其制作汽车钢板，可以减轻汽车质量、降低汽车燃油消耗和排放，同时提高了汽车的安全性，是一种非常有前途的金属材料^[1].锰质量分数在15 % ～20 % 的TRIP钢具有较低的比重、超级强韧性和高成型性，在汽车工业中的应用具有巨大的潜力^[2].但锰含量较多会使钢在热连轧时开裂，材料的热塑性变差.而对于低锰或无锰TRIP钢的研究近年来已较成熟.对锰质量分数在5 % ～15 % 的中锰TRIP钢研究相对较少.中锰TRIP钢由于其独特的强韧化机制和高的强韧性，被公认为是新一代用于汽车的高强度钢，因此国内外研究者都在开展大量开发研究工作^[3,4].Clarke等对6 % Mn TRIP钢的研究发现，热处理后，其残余奥氏体体积分数可达到40 % ^[5].

中锰热轧TRIP钢力学性能优良、成本低，在工业生产中更加具有实际意义，被一致认为是新一代TRIP钢^[6].本文主要研究中锰热轧TRIP钢在700℃等温淬火，随后在650℃，以不同时间退火，得到不同的组织结构和力学性能.

实验用钢采用真空炉熔炼，化学成分(质量分数，% )如下：C 0.17,Mn 5.83,Al 3.12,Fe 90.88.将已熔炼好的40kg钢锭加热到1150℃并保温2h后锻造；将锻后坯料在高温炉 中加热到1250℃并保温3h，随后经7个道次进行热轧，最终轧成5mm的薄板，初轧温度为1200℃，终轧温度不低于850℃，随后空冷至室温.

运用Thermo-Calc计算出不同温度下的平衡态中相组成，结果如图1所示，图中3条曲线分别代表了铁素体、奥氏体和 渗碳体的相比例随温度变化的情况.从图中可以看出，该实验钢在600℃ 已经出现奥氏体，处于两相区.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 实验钢中各相相比例计算模拟相图 Fig. 1 Diagram of phase fraction in experimental steel calculated by Thermo-Calc software

本实验将热轧之后的钢板在700℃高温炉中进行固溶处理，保温1h后快速水冷到室温；将淬火后的钢板在650℃分别保温5，10，20，40min，1，3h后空冷至室温，其热处理方案见图2.将热处理后的试样线切割为拉伸试样，试样采用标距为50mm的非比例拉伸试样.室温下采用万能拉伸试验机对试样进行力学性能测试，分别测得断后延伸率和抗拉强度，拉伸中加载速度采用3mm/min.分别将淬火后、不同时间退火后以及拉断后的实验钢在光学显微镜下观察组织，在X射线衍射仪上以块状样品进行实验钢相分析.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 热处理工艺 Fig. 2 Process of heat treatment

2.1 显微组织

冷实验钢热轧后，经过700℃两相区等温淬火，其显微组织主要由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，光学显微组织如图3a，图3c所示.经过650℃退火5min后，组织中马氏体逆相变为铁素体和奥氏体，所以马氏体含量减小，奥氏体含量增加，组织中既有等轴的又有板条状的奥氏体，如图3b，3d所示.经过不同时间退火后，组织中主要由铁素体和奥氏体组成，随着退火时间的增加，奥氏体晶粒发生长大.在实验钢中，从熔点到室温，铁素体相会有一个连续存在的过程，所以这些铁素体中通常会有长条状的δ铁素体存在.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 700℃保温1h水淬及退火5min后的组织 Fig. 3 Microstructures of steel austenitized after water quenched at 700℃ for 1h and followed by annealing at 650℃ for 5min(a)—淬火金相； (b)—650℃退火5min金相； (c) —淬火金相扫描； (d)—650℃退火5min金相扫描.

随着退火时间的增加，奥氏体中固溶的C和Mn会相对减少，奥氏体中C和Mn的浓度影响奥氏体的稳定性，从而导致奥氏体稳定性的下降.在冷却过程中，奥氏体更容易相变为马氏体，淬火后马氏体的比例逐渐升高^[7,8].而本实验钢在两相区700℃淬火会产生少量马氏体组织.因为Al元素的加入会抑制退火过程中渗碳体从马氏体中的析出，所以退火后马氏体发生逆相变，转变成奥氏体和铁素体，奥氏体会在马氏体晶界处形核并逐渐长大.

对经过不同时间退火后和拉断后的实验钢进行XRD物相分析，得到XRD图谱.利用XRD结果计算出实验钢经过不同时间退火后的奥氏体含量，见图4，从计算结果可以看出，随着退火时间的增加，残余奥氏体含量先增加后减小.因为铝的加入会抑制渗碳体的析出，所以退火过程中，碳元素会很快地扩散到奥氏体中，退火10min后实验钢即能得到体积分数为50.3 % 的残余奥氏体，如图5所示.随着退火时间的增加，组织中马氏体含量会增加，如图6和图3d所示，退火3h比退火5min、1h后的实验钢中马氏体含量要高.因为随着退火时间的增加，奥氏体晶粒长大，奥氏体稳定性随其体积的增大而降低，在冷却过程中更容易转变成马氏体.退火时间影响了实验钢中奥氏体含量.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 不同时间退火后变形前、拉断后的XRD图谱 Fig. 4 X-ray diffraction (XRD) patterns of the undeformed and fractured of the samples by annealing for different time(a)—变形前； (b)—拉断后.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 不同时间退火后拉伸前后奥氏体体积分数 Fig. 5 Volume fraction of austenite of the undeformed and fractured samples by annealing at different time

图 6(Figure 6)

Fig. 6

图 6 700℃保温1h水淬+650℃保温1h和3h退火后的组织 Fig. 6 Microstructures of steel austenitized after water quenched at 700℃ for 1h and followed by annealing at 650℃ for 1h,3h(a)—650℃ 1h； (b)—650℃ 3h.

退火10min后的试样变形前和拉断后颈缩附近的显微组织见图7，作对比可以发现，试样经应变后残余奥氏体含量减少，马氏体含量增多.由XRD计算结果可以看出(见图5)，退火10min实验钢中奥氏体含量由拉伸前的50.3 % 降低到拉断后的11 % ，奥氏体转化率为78 % ，发生了明显的TRIP效应.

图 7(Figure 7)

Fig. 7

图 7 700℃保温1h水淬+650℃退火10min变形前、拉断后的组织 Fig. 7 Microstructure of the underformed and fractured steel austenitized,water quenched at 700℃ for 1h and followed by annealing at 650℃ for 10min(a)—变形前； (b)—拉断后.

不同时间退火后实验钢的工程应力-应变曲线如图8所示，可以看出，在拉伸过程中，不同时间退火后的实验钢都是连续屈服的.其中经过10min 退火后，工程应力和断后延伸率都最高.表1是抗拉强度和断后延伸率随着退火时间变化而变化的情况，可以看出，断后延伸率随着退火时间的增加先增加后下降，退火10min后的延伸率最大，可达到49.1 % .抗拉强度随退火时间变化不大，随着退火时间的增加，奥氏体稳定性降低，在冷却过程中部分奥氏体会转变成马氏体，提高了抗拉强度，所以退火3h后的抗拉强度略有升高.实验钢的延伸率和抗拉强度在退火10min后都达到最大值，其中延伸率达到49.1 % ，抗拉强度达到765.3MPa.

图 8(Figure 8)

Fig. 8

图 8 实验钢不同时间退火后的工程应力-应变曲线 Fig. 8 Engineering stress-strain curves of experimental steel for different time

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 实验钢不同时间退火后的力学性能 Table 1 Mechanical properties of the experimental steel for different time 退火时间 抗拉强度 延伸率 强塑积 min MPa % GPa·% 5 691.6 34.3 23.7 10 765.3 49.1 37.5 60 737.3 32.9 27.7 180 753.6 37.4 24.8

表 1 实验钢不同时间退火后的力学性能 Table 1 Mechanical properties of the experimental steel for different time

图9是实验钢经过不同时间退火后的强塑积，从图中可以看出，随着时间的增加，强塑积先升高后逐渐降低.强塑积在退火10min后可以达到最高，为37.5GPa·% .从图中可以看出，强塑积随退火时间变化而变化的趋势与奥氏体体积分数变化趋势相同，所以，奥氏体体积分数是影响实验钢综合力学性能的重要因素.

图 9(Figure 9)

Fig. 9

图 9 实验钢不同退火时间后的强塑积 Fig. 9 Product of strength and ductility of samples by annealing for different time

1) 本实验钢在700℃等温淬火后会发生马氏体相变，退火时马氏体发生逆相变，转变成奥氏体和铁素体；因为铝的加入会抑制渗碳体的析出，所以退火过程中，碳元素会很快地扩散到奥氏体中，退火10min后的实验钢即能得到体积分数为50.3 % 的残余奥氏体.

2) 随着退火时间的增加，奥氏体稳定性随其体积的增大而降低，冷却过程中部分奥氏体发生相变，转变成马氏体，提高了抗拉强度.退火时间影响了实验钢中奥氏体含量.

3) 实验钢的力学性能和退火后奥氏体的体积分数有关，奥氏体的体积分数越高，强塑积 越高；退火10min后，残余奥氏体体积分数最高，抗拉强度达到765MPa，断后延伸率达到49.1 % .

4) 实验钢变形过程中发生TRIP效应，残余奥氏体转变成马氏体；退火10min后马氏体相变最为明显，奥氏体的体积分数由变形前的50.3 % 降低到变形后的11 % ，奥氏体转化率为78 % .