δ-TRIP鋼的物理與力學冶金

易紅亮 ，陳 蓬 ，王國棟 ，馬鳴圖 ，2

（1.東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819；2.中國汽車工程研究院，重慶 400039）

δ-TRIP鋼的物理與力學冶金

易紅亮1，陳 蓬1，王國棟1，馬鳴圖1，2

（1.東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819；2.中國汽車工程研究院，重慶 400039）

δ-相變誘發塑性（TRIP）鋼具有高的強韌性，可達到第三代汽車鋼性能要求，且可電阻點焊，是一種新型的具有較高產業化前景的先進汽車鋼。主要闡述了δ-TRIP鋼的發展、組織與性能、相變與組織演化機理、強韌性機理、電阻點焊工藝與物理冶金機理。

TRIP鋼；δ鐵素體；貝氏體相變；組織演化；性能

1 前言

1.1 先進高強度汽車用鋼的發展

近年來，先進高強度鋼迅速發展，使鋼鐵材料具有良好的強度和延性的匹配，在高強度下仍具有良好的成形性。目前，強塑積（15～20）GPa?%的第一代先進高強度鋼（強塑積=抗拉強度×總延伸率），如雙相（DP）鋼、相變誘發塑性（TRIP）鋼、復相鋼、馬氏體基鋼等已在汽車中得到大量應用，這對汽車輕量化起到了非常重要的作用[1～3]。但第一代先進高強度鋼的成形性能仍然有待提高以滿足日益提升的汽車設計需求。作為第二代先進高強度鋼的孿晶誘發塑性（TWIP）鋼的強塑積可到達60 GPa?%，并已經實現了產業化應用。但由于其在性能上具有較低的屈服強度，在生產上高合金含量使其工業生產難度大、成本高，因而未能得到廣泛應用[4]。而當前正開發的第三代先進高強度鋼[5]要求強度與延性的匹配較第一代先進高強度鋼大幅提升，賦予沖壓構件更好的成形性，賦予安全件更高的吸能或防碰撞變形的功能，以滿足汽車工業技術進步的需要，且要求成本合理。因此，當前汽車用鋼的熱點研究方向是尋求新的技術路線和理論，以期得到高強度、高成形性、高性價比、性能穩定的強塑積達到30 GPa?%以上的第三代先進高強度鋼[4，5]。

通常鋼鐵材料強度的增加將導致延性的降低，但TRIP鋼例外，如圖1所示[6]，第一代先進高強度鋼的工業產品中TRIP鋼具有較高強度的同時比同強度的DP鋼和復相鋼擁有更好的延性。這一優異性能很大程度上歸因于TRIP效應：拉伸過程中應力應變誘發殘余奧氏體相變為馬氏體而使縮頸均布，從而使均勻應變增加的效應。Zackay等首先在室溫下全奧氏體組織鋼中發現了TRIP效應，形變誘發奧氏體相變為馬氏體可顯著提高延伸率[7]，但這類合金中因含有高的Cr、Ni、Mo等貴元素而未得到工業應用。20世紀80年代，在低合金鋼中通過在貝氏體相變區等溫，形成無碳化物貝氏體以富碳到奧氏體中，從而提高奧氏體穩定性，降低奧氏體向馬氏體的相變溫度，在室溫下可得到殘余奧氏體，在拉伸變形時，拉伸過程中該殘余奧氏體因形變誘發馬氏體相變而發生TRIP效應，改善了材料的力學性能，特別是延性[8，9]。其典型微觀組織包含50%～60%（體積分數）多邊形鐵素，20%～30%（體積分數）無碳化物貝氏體，其余相為富碳殘余奧氏體（其中可能產生少量馬氏體）[10～13]，其典型組織如圖2所示[13]。為區別此前的全奧氏體鋼，此類鋼種只是部分奧氏體的TRIP效應輔助提高力學性能，因此重新命名為TRIP-輔助鋼。由于TRIP-輔助鋼中合金較少，成本合理，得到了規模化工業應用，當前工業生產開發的“TRIP鋼”均為此類TRIP-輔助鋼。

圖1 一系列TRIP鋼的工程應力-應變曲線[6]Fig.1 Engineering stress and strain curves of TRIP steels[6]

圖2 TRIP-輔助鋼的典型微觀組織[13]Fig.2 Typical microstructures of TRIP-assisted steel[13]

目前國際上提出的第三代汽車鋼的研究方向均以不同的技術路線獲得含有殘余奧氏體的復相組織，通過復相效應獲得高的強度，以殘余奧氏體的TRIP效應提高材料延性，以獲得良好的強度與延性的匹配。例如，Speer等[14，15]提出的淬火-配分新工藝，即是通過將部分相變的馬氏體升溫或等溫保溫使馬氏體中過飽和的碳配分至周圍奧氏體中提高奧氏體穩定性，形成馬氏體基體加殘余奧氏體的復相組織，具有高強度的同時因奧氏體的TRIP效應而具有較好的延性，寶鋼集團有限公司已經進行了工業化生產。與第一代先進高強度鋼對比，其DP鋼延性有所改善，提高了成形性能，已在汽車上得到一定的工業應用，但其應用性能及機理還不完善，且其力學性能還達不到第三代汽車鋼的目標，因此仍需進一步研究與開發。Bhadeshia[16，17]等提出的納米貝氏體理論及技術通過低溫貝氏體相變獲得20～100 nm寬的納米貝氏體（貝茵鐵素體+奧氏體片層交替組織），通過細晶強化和奧氏體TRIP效應的匹配可獲得強塑積≥30 GPa?%的力學性能，由于其高的碳含量（質量分數約為0.8%）使其工業生產和應用具有較大障礙。Niikura和Morris[18]在20世紀80年代提出了通過奧氏體逆轉變在含Mn 5%（質量分數）的低碳鋼中形成了大量的奧氏體和超細晶的鐵素體組織而獲得了良好的強塑性匹配。在國家第三期“973項目”的資助下以此理論為原型，研究團隊[19，20]通過合理的組織調控在5Mn鋼（Mn的質量分數約為5%）中獲得了硬基體與亞穩奧氏體相的復合組織，并完成了鋼材的工業試制，力學性能達到了（30～40）GPa?%，但其力學性能是圓棒試樣的拉伸結果，跟汽車鋼板材拉伸性能沒有直接可比性，其物理本質與基礎理論，以及汽車應用理論及技術仍在研究和探討過程中。

1.2 δ-TRIP鋼的發展及概述

2007年，Chatterjee等[21]基于設計一種具有約40%（質量分數）的殘余奧氏體的新型TRIP-輔助鋼的目標，將合金成分、臨界區退火溫度與時間、貝氏體等溫相變溫度與時間作為輸入參數，殘余奧氏體體積分數作為輸出結果，利用文獻中已有基礎數據建立了神經網絡模型，并采用遺傳算法優化出了：Fe-0.4C-0.5Si-2.0Mn-2.0Al-0.5Cu-0.02P（質量分數）合金，經臨界區退火和貝氏體等溫相變的熱處理后可獲得約含40%（質量分數）的殘余奧氏體的TRIP-輔助鋼。但出乎意料的是，設計的此種合金成分在平衡相圖中，在任意溫度下都不能獲得全奧氏體組織，即δ鐵素體在凝固之后的整個固態相變過程中均不會完全消失（見圖3）。實際冶煉成分為：Fe-0.36C-0.73Si-1.96Mn-2.22Al-0.52Cu-0.022P（質量分數）的鑄態組織中存在大量的枝晶狀的δ鐵素體組織，與相圖計算結果較一致（見圖4）。該含有大量枝晶δ鐵素體的材料經常規TRIP-輔助鋼熱處理工藝（奧氏體等溫淬火）后得到了枝晶δ鐵素體與貝氏體（鐵素體與殘余奧氏體片層交替組織）（見圖5）。其在鑄態下未經任何軋制細化晶粒的條件下，熱處理后即可獲得較好的力學性能（強度約1 000 MPa，延伸率約為22%）（見圖6），該材料的δ鐵素體取代了傳統TRIP-輔助鋼中α鐵素體，因此被命名為δ-TRIP鋼。除較好的力學性能外，δ-TRIP鋼中只含有少量的Si元素，可避免熱軋和鍍鋅時的表面問題，因此認為具有潛在的工業應用可能性，Yi對δ-TRIP鋼的凝固過程、熱軋工藝及熱處理過程的組織演化規律，以及組織性能關系、電阻點焊性能和機理等進行了深入探討[6]。該δ-TRIP鋼含高Al（質量分數為3%～5%），除可實現第三代汽車鋼力學性能目標（強塑積≥30 GP?%）外，還可因Al的添加降低鋼鐵材料密度4.5%～8%，更加有效地實現了輕量化，且可電阻點焊，因此δ-TRIP鋼作為第三代汽車鋼產業化前景較好[6]。

圖3 計算的相圖[21]Fig.3 Calculated quantities of phases as function of temperature[21]

圖4 鑄態合金的顯微組織[21]Fig.4 Microstructure of cast alloys[21]

圖5 熱處理試樣的顯微組織[21]Fig.5 Microstructures of heat treated sample[21]

圖6 熱處理試樣在室溫下的應力-應變曲線[21]Fig.6 Stress and strain curve of heat treated material at room temperature[21]

添加質量分數為3%～4%Al的δ-TRIP鋼因其高Al含量而獲得了超高延性[22～24]，其合金成分見表1。Al是強穩定鐵素體元素，該合金體系下質量分數超過3%的Al的添加會使凝固過程中通過液固相變形成的δ鐵素體在后續固態相變過程中不全部消失，其鑄態下保留了凝固形成的枝晶形態和置換固溶原子化學組成，δ鐵素體在熱軋過程中由于未經奧氏體—鐵素體相變實現軋制晶粒細化，因此其熱軋態下呈粗大的δ鐵素體帶狀組織[25，26]，合金9[22]在其熱軋態和熱處理態下均有大量δ鐵素體存在（如圖7b和7d所示），其熱處理后的組織為：δ鐵素體、α鐵素體、塊狀殘余奧氏體、貝氏體（貝茵鐵素體+殘余奧氏體交替片層結構）[22]；且該材料電阻點焊過程中，由于高Al的添加使熔核區可能為δ鐵素體+馬氏體的雙相組織而提高接頭韌性從而改善焊接性能[27]，此外該高Al的TRIP-輔助鋼對比常規TRIP-輔助鋼具有超高的延性（總延伸率≥40%），其拉伸力學性能如圖8所示。

表1 δ-TRIP鋼的典型合金成分[22]Table 1 Typical compositions of δ-TRIP steel[22]

圖7 典型δ-TRIP鋼的組織（SEM）[22]Fig.7 Typical microstructure of δ-TRIP steel（SEM）[22]

圖8 δ-TRIP鋼的力學性能[22]Fig.8 Mechanical properties of δ-TRIP steels[22]

2 δ-TRIP鋼凝固過程組織演化

將Al、Si、Mn、Cu對δ鐵素體在最終組織中保留的作用進行比較發現，Al對穩定δ鐵素體的作用最明顯，其他影響較小。根據已有科研成果[21]，設計了兩種不同Al含量的合金（見表2）。對合金的平衡相圖進行計算，鐵素體的最低含量分別為35%和51%（質量分數），合金以δ鐵素體的形式開始凝固，直至大部分液相被消耗，剩余的少量高碳高錳液相相變為奧氏體，奧氏體在后續冷卻中靠消耗δ鐵素體繼續生長（見圖9），當δ鐵素體量達到最小值后，奧氏體開始轉變為α鐵素體或珠光體，在最終組織中呈枝晶狀形態的、直接凝固形成的、未經歷過鐵素體—奧氏體—鐵素體相變的鐵素體即被定義為δ鐵素體[25]。

表2 兩種不同Al含量的合金成分[25]Table 2 Two alloys compositions with different aluminium content[25]

圖9 平衡狀態下的相圖計算[25]Fig.9 Calculated phase percentages as a function of temperature in equilibrium[25]

圖10 鑄態合金的顯微組織[25]Fig.10 Microstructure of the cast alloys[25]

圖11 不同區域的各相成分[25]Fig.11 Compositions of phase at different areas[25]

合金1和2按照平衡相圖均應殘留大量的δ鐵素體，而合金1的鑄態組織雖可看出枝狀凝固過程的痕跡，但幾乎無枝狀的δ鐵素體保留下來（見圖10），與平衡計算中最少35%（質量分數）的δ鐵素體量相矛盾。合金2的鑄態組織中獲得了質量分數為（32.9±1.4）%的δ鐵素體，其組織為枝晶狀δ鐵素體+珠光體，該珠光體由奧氏體相變產生，而δ鐵素體則由凝固形成殘留至室溫，但其含量比平衡計算的51%（質量分數）少很多。根據對合金2凝固過程及組織演化分析（見圖11），δ鐵素體中Mn和Al元素含量與平衡相圖預測的凝固時的δ鐵素體中合金元素一致，而δ鐵素體—奧氏體界面附近的奧氏體（冷卻過程中相變為珠光體）中的置換合金元素亦與δ鐵素體中較一致，而在奧氏體芯部（即凝固過程最后凝固區，由液相直接析出奧氏體）的合金成分與平衡相圖預測的凝固時的奧氏體中合金元素一致，說明該鑄態組織在液相存在的情況下由于液相中擴散快而其組織演化基本與熱力學計算結果一致，即為平衡相變；而凝固后的δ鐵素體—奧氏體—鐵素體相變過程中Mn和Al等置換固溶元素參與相變擴散，即為準平衡相變。該分析結論與DICTRA?動力學模擬結果一致，揭示了δ-TRIP鋼的鑄態組織是由平衡液固相變與準平衡固態相變演化而來，故其鑄態下δ鐵素體含量低于平衡相圖計算值，高于準平衡相圖計算值[25]。

3 δ-TRIP鋼熱軋過程組織演化

圖12 合金2加熱至900℃后淬火[26]Fig.12 Alloy 2 heated to 900℃and quenched[26].

圖13 合金2加熱淬火[26]Fig.13 Alloy 2 heated and quenched[26]

含Al約2.5%（質量分數）的合金2在鑄態條件下獲得了一定的δ鐵素體，但該δ鐵素體在后續加熱至900℃保溫5 min即大量轉變為了奧氏體，加熱至1 100℃后則完全轉變為了奧氏體，加熱至1 400℃后奧氏體又部分相變為δ鐵素體（見圖12、圖13），因此其熱軋組織為常規的鐵素體+珠光體組織[26]。為研究δ-TRIP鋼在熱軋過程中的組織演變情況及設計出熱軋狀態下可穩定存在的δ鐵素體，根據已有經驗，以擴寬鐵素體穩定性為目標，設計了幾種新的合金成分，見表3[26]。通過對奧氏體穩定元素Cu、Mn的降低，對鐵素體穩定元素Al和Si含量的提高，合金3～7在鑄態下均殘留了大量δ鐵素體（見圖14），但合金3～5加熱至1 000℃和1 200℃時均奧氏體化。因此，熱軋組織為常規鐵素體+珠光體組織（見圖15）[26]。在Al含量提高至約3%（質量分數）以上的合金6和合金7加熱至1 000℃和1 200℃還均保留了約10%（質量分數）的δ鐵素體，其熱軋態組織中亦保留了一定量的δ鐵素體[26]。圖16所示合金7熱軋態組織中粗大鐵素體即為δ鐵素體（未經歷過δ鐵素體—奧氏體—鐵素體相變），與之對應的珠光體之間的細晶粒鐵素體則是由于熱軋加熱后形成奧氏體，該奧氏體軋制變形后，再相變為鐵素體+珠光體，因此組織細小，為常規α鐵素體[26]。

表3 新設計的合金成分[26]Table 3 New designed alloy compositions[26]

圖14 合金3～7的鑄態組織[26]Fig.14 As-cast microstructures of Alloy 3～Alloy 7[26]

圖15 鑄態和再加熱試樣的鐵素體體積分數[26]Fig.15 Volume percent of optically resolvable ferrite for cast and reheated samples[26]

4 δ-TRIP鋼的奧氏體等溫淬火組織演化

圖16 合金7的熱軋組織[26]Fig.16 Alloy 7 after hot-rolling[26]

貝茵鐵素體在準平衡條件下（碳自由擴散，置換固溶原子不擴散）形核并以切變機制長大（相變過程中碳不擴散），新生成的貝茵鐵素體中過飽和的碳隨后迅速逃離并配分到周圍的奧氏體中（見圖17），因此切變機制相變的貝茵鐵素體只能在溫度低于（奧氏體與成分相同的鐵素體具有相同的自由能的臨界溫度，其中貝茵鐵素體自由能包括化學自由能和貝氏體形成所需存儲的400 J/mol的形變能）的條件下才能發生[16]。Si、Al、P等元素在貝氏體相變溫度下可抑制滲碳體析出以保證碳固溶到未分解的奧氏體中。因此，隨等溫貝氏體相變進行，未分解的奧氏體中碳得到富集，奧氏體中碳含量可富集的限度為與該溫度對應的的含碳量（溫度一定，碳含量提高，奧氏體-貝茵鐵素體切變相變的化學驅動力降低），這種沒有碳化物形成的貝氏體相變將在殘余奧氏體碳含量達到溫度對應的含碳量時終止（見圖18），這一現象被稱為貝氏體相變的“不完全反應現象”[16]。正是這一不完全反應現象可以讓奧氏體不完全形成貝茵鐵素體，最終形成貝茵鐵素體/富碳奧氏體片層交替組織[16]。

圖17 貝氏體相變機制示意圖[9]Fig.17 Schematic illustration of bainite reaction mechanism[9]

圖18 貝氏體相變的不完全反應現象[16]Fig.18 The incomplete reaction phenomenon[16]

目前廣泛應用于汽車工業的TRIP-輔助鋼包括冷軋和熱軋兩種生產工藝[16]，具體生產工藝路線如圖19所示。熱軋是將鋼加熱到再結晶溫度以上，然后經軋制變形為薄的橫截面的金屬熱加工過程，熱軋過程可細化晶粒，通過熱軋之后的冷卻速率控制使奧氏體可被控制，先部分轉變為多邊形鐵素體，隨后再通過卷曲保溫完成貝氏體相變。而冷軋TRIP-輔助鋼需要進行兩個階段熱處理以得到所需的微觀組織，材料首先加熱到鐵素體+奧氏體（α+γ）兩相溫度區間進行臨界區退火，隨后冷卻至貝氏體轉變溫度等溫相變。熱軋在線組織調控與冷軋兩階段熱處理都包括了貝氏體相變過程，其組織演變的物理本質是一致的。

圖19 生產TRIP-輔助鋼的兩種工藝路線[16]Fig.19 Schematic illustration of the two routes to generate the microstructure of TRIP-assisted steel，with typical temperature and time indicated[16]

5 δ-TRIP鋼的強韌性機理

DP鋼的微觀組織由不同組織形態、不同體積分數的馬氏體分布于鐵素體基體中，將鐵素體的高延性和馬氏體的高強度相結合，因而具有較高的強度與延性的匹配。而TRIP-輔助鋼可被認為是改進的DP鋼，與DP鋼類似，分布在較軟相鐵素體中的較硬第二相在材料變形過程中可產生較高的加工硬化率。與DP鋼相比較，TRIP-輔助鋼拉伸過程中除雙相效應對力學性能的貢獻之外，TRIP效應（殘余奧氏體隨應變增大逐漸相變為馬氏體）的作用可保持更高的加工硬化至更大的應變，因而與同強度的DP鋼對比延性更好[28，29]。因此，軟硬相間雙（復）相效應及殘余奧氏體的TRIP效應是TRIP-輔助鋼的優異力學性能的強韌化機理，也是該高Al的δ-TRIP鋼的優異力學性能的機理之一[22]。

熱軋態的合金5經800℃臨界區退火10 min后，鹽浴爐330℃淬火保溫30 min的熱處理后獲得了約882 MPa的抗拉強度和約38%的總延伸率（見圖20）。其顯微組織主要由鐵素體、貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，其中奧氏體包括退火形成的塊狀奧氏體和與貝氏體相變相關的膜狀奧氏體（見圖21）[23]。其殘余奧氏體量由熱處理狀態的約20%經拉伸斷裂后被消耗至約10%（見圖22），證明TRIP效應在提高該δ-TRIP鋼的強韌性上發揮了較大作用。通過拉伸前后的組織觀察，其中的塊狀殘余奧氏體基本未發生明顯變形，發生了馬氏體相變，而貝氏體中的膜狀奧氏體與鐵素體基體一致發生了大的變形，在應力作用下明顯拉長，該奧氏體塑性變形也對提高該δ-TRIP鋼的強韌性起到了一定作用[23]。

圖20 工程應力-應變曲線[23]Fig.20 Engineering stress and strain curve[23]

圖21 合金5拉伸前后組織[23]Fig.21 Microstructure of alloy5 in as heat-treated and tensile fractured conditions[23]

圖22 不同區域的殘余奧氏體含量[23]Fig.22 Retained austenite in different region[23]

與DP鋼相同，應力首先在軟相鐵素體中引起屈服，鐵素體加工硬化足以能夠充分轉移負荷到硬相后，才發生塑性變形。當施加于貝氏體的應力足夠高時，開始變形，隨后更多載荷轉移至奧氏體，可能會引起馬氏體相變或滑移變形。奧氏體向馬氏體相變是通過切變相變的原子協調運動發生的，足夠大的變形存在于奧氏體中時，由于高位錯密度使得界面滑動不能實現，相變停止，這就是“機械穩定性”的本質。基于奧氏體—馬氏體相變界面移動的驅動力與阻力的平衡，Chatterjee等發展了奧氏體-馬氏體相變的計算物理模型[30]：τT=τ+τS，其中 τT為驅動界面移動的剪切應力，來自于吉布斯自由能降低；τ為來自位錯強化的阻力；τS為來自固溶強化的阻力。可推導出計算馬氏體相變的模型：

式（1）中，b為伯格斯矢量；ΔG為馬氏體相變的吉布斯自由能降低；-600為馬氏體中存儲的應變能，單位J?mol-1；G為剪切模量；υ為泊松比；ε為真應變；L為位錯移動的平均距離 L=δD/(δ+ε)，D為應變前奧氏體原始晶粒尺寸，δ為系數，約為1 μm。

但該模型的相變驅動力中未考慮應力誘導馬氏體相變，Yi等將相變驅動力完善為化學自由能、機械自由能和馬氏體存儲應變能三者之和，其中機械自由能為由外加應力所提供給應力誘發馬氏體相變的驅動力，而由奧氏體本身的變形而增加位錯密度導致的加工硬化則增加相變阻力，其固溶強化的相變阻力僅與奧氏體的合金成分相關，改進后的相變模型如式（2）[23]所示。

拉伸過程中，隨著應力的增大，相變驅動力增加，同時隨著奧氏體變形位錯強化提高其相變阻力亦提高；當包括化學和機械的總驅動力大于來自固溶強化和位錯強化的阻力時，應力誘導相變發生，反之因位錯強化提高阻力使其總相變阻力大于化學和機械的總驅動力時，奧氏體被機械穩定化，不發生相變[23]。

根據該材料的化學和物理特性確定的奧氏體-馬氏體相變模型中所需參數見表4。計算結果表明，在塊狀奧氏體中，在應力達到約1 100 MPa時，相變的總驅動力大于阻力（見圖23），即可發生相變；從拉伸應力-應變曲線中可以看出，拉伸變形初期（工程應變低于14%），加工硬化率較高，即是因為該塊狀奧氏體的TRIP效應[23]。而其膜狀奧氏體在其沒有應變強化阻力的情況下，需要1 630 MPa才能使驅動力大于阻力發生相變，當奧氏體發生應變約20%時，則需要2 000 MPa的機械驅動力才能發生相變，因此在該膜狀奧氏體中，其驅動力的增加不可能勝過其阻力提高。因為奧氏體機械穩定化，該奧氏體不能發生馬氏體相變。拉伸過程中，工程應變達到14%后，其塊狀奧氏體TRIP效應作用基本結束，其加工硬化主要依賴于位錯（鐵素體和膜狀奧氏體中）強化，其加工硬化指數低于塊狀奧氏體TRIP效應階段，應變14%之后的變形和加工硬化階段，因奧氏體機械穩定化作用未發生TRIP效應的膜狀奧氏體作為高強韌性相與鐵素體基體的協同變形起到了主要提高強韌性的作用[23]。

圖23 等效拉應力的作用Fig.23 Effect of equivalent tensile stres

6 δ-TRIP鋼的電阻點焊工藝、組織及性能機理

電阻點焊是目前在汽車工業中最廣泛采用的鋼鐵零部件連接方式，具有生產效率高、自動化程度高等優點。一輛汽車上通常有2 000～5 000個電阻點焊焊點，在汽車碰撞過程中起著傳遞沖擊載荷的作用[31]，且電阻點焊焊點失效是碰撞過程中的一種重要失效模式[32]。由于電阻點焊焊點熔核區域小，鋼板本身的固體導熱率高及焊接電極的高導熱效率，焊點熔核區冷卻速率高達2 000～10 000 K/s[33]，0.8 mm厚的鋼板電阻點焊后從800℃冷卻到500℃（決定固態相變及組織演化的關鍵溫度區間）僅需0.06 s[34]。而TRIP鋼和DP鋼等先進高強度鋼的碳含量遠高于無間隙原子（IF）鋼和烘烤硬化（BH）鋼，因此焊點熔核區會全部轉變為馬氏體組織，接頭硬度高、韌性差、電阻點焊性能相對較低[35，36]。

圖24 合金8和9點焊熔核區的組織[27]Fig.24 The structures of the fusion zones of spot welds in Alloy 8 and Alloy 9[27]

含碳約0.4%（質量分數）的δ-TRIP鋼因含有較高的強鐵素體穩定元素Al，可使其在凝固之后的整個熱過程中δ鐵素體不消失，在電阻點焊接頭的熔核區形成δ鐵素體+馬氏體的雙相組織，其熱影響區也為鐵素體+馬氏體的雙相組織[27]。對合金8和合金9進行電阻點焊性能的測定，由于高Al含量使其具有高的鐵素體體積分數，其熔核區中形成的大量δ鐵素體（見圖24），降低了接頭硬度，其熔核區與基體的硬度比率約為1.5（見圖25），該雙相組織改善了熔核區的斷裂韌性，降低了熱影響區的強度[27]，因此十字拉伸條件利于接頭以拔出模式失效，改善焊接接頭十字拉伸性能[37，38]；在剪切拉伸條件下其熱影響區作為接頭拔出失效的斷裂區域，其硬度的降低也有利于形成拔出失效模式，改善接頭性能[38，39]。因此，在含碳約0.4%（質量分數）的δ-TRIP鋼中獲得了與Fe-0.08C-1.39Si-1.75Mn的DP鋼[40]可比的靜態十字拉伸和剪切拉伸性能評價的電阻點焊性能（見圖26）。

圖25 硬度分布[27]Fig.25 The distribution of hardness[27]

圖26 熱軋板帶在熱處理條件下的點焊性能[27]Fig.26 Spot welds property of hot-rolled sheets in heat-treated condition[27]

7 結語

δ-TRIP鋼可實現第三代汽車鋼的力學性能目標，還可因Al的添加降低鋼鐵材料密度約4.5%～8%，更加有效地實現輕量化，總合金含量4%～6%（質量分數），且可電阻點焊。因此，具有較高的產業化鋼鐵生產和汽車應用的潛在可能。

δ-TRIP鋼的凝固、熱軋及奧氏體等溫淬火過程中的相變行為已基本理解，但隨合金元素變化及初始組織細化等因素影響的相關組織演化規律還有待更加深入地研究。從塊狀殘余奧氏體的TRIP效應、膜狀殘余奧氏體被機械穩定化后作為高強韌性相與基體組織協同應變的雙相效應等兩個方面揭示了δ-TRIP鋼的高強韌性機理，但更加嚴密可靠的奧氏體機械穩定化模型及其雙相效應的力學模型等還有待建立。基于在電阻點焊接頭形成δ鐵素體與馬氏體的雙相組織以改善接頭韌性而改善焊接性能已在前期研究中得到考證，但相關強韌性機理還有待深入詳細研究。傳統TRIP-輔助鋼比同強度級別的DP鋼具有更優異的成形性能，δ-TRIP鋼預期亦可具有非常優異的成形性能，但相關性能和機理還未進行研究。結合汽車應用實際需求的力學性能及應力-應變曲線，基于鋼鐵廠的生產線開發實際工業產品還需要對應的組織演化與組織性能關系的研究及新的材料設計。

[1]馬鳴圖，易紅亮，路洪洲，等.論汽車輕量化[J].中國工程科學，2009，11（9）：20-27.

[2]馬鳴圖.先進的汽車用鋼[M].北京：化學工業出版社，2008.

[3]馬鳴圖，吳寶榕.雙相鋼物理和力學冶金[M].2版.北京：冶金工業出版社，2010.

[4]Ohjoon Kwon.New product development and EVI activity at POSCO[R].Seoul：POSCO，2012.

[5]Haldar A，Suwas S，Bhattacharjee D.Microstructure and Texture in Steels[M].London：Springer，2009：185-205.

[6]Yi Hongliang.δ-TRIP steel[D].Pohang：Pohang University of Science and Technology，2010.

[7]Zackay V F，Parker E R，Fahr D，et al.The enhancement of ductility in high strength steels[J].Transactions of the American Society of Metals，1967，60：252-259.

[8]Matsumura O，Sakuma Y，Takechi H.TRIP and its kinetic aspects in austempered 0.4C-1.5Si-0.8Mn steel[J].Scripta Metallurgica，1987，27：1301-1306.

[9]Matsumura O，Sakuma Y，Takechi H.Enhacement of elongation by retained austenite in intercritical annealed 0.4C-1.5Si-0.8Mn steel[J].Transactions ISIJ，1987，27：570-579.

[10]Sakuma Y，Matlock D K，Krauss G.Intercritically annealed and isothermally transformed 0.15Pct C steels containing 1.2 Pct Si-1.5Pct Mn and 4 Pct Ni：Part 2.Effect of testing temperature on stress-strain behavior and deformation-induced austenite transformation[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1992，23：1233-1241.

[11]Sugimoto K I，Misu M，Kobayashi M，et al.Effects of second phase morphology on retained austenite morphology and tensile properties in a TRIP-aided dual-phase steel sheet[J].ISIJ International，1993，33：775-782.

[12]Sugimoto K I，Usui N，Kobayashi M，et al.Effects of volume fraction and stability of retained austenite on ductility of TRIP-aided dual-phase steels[J].ISIJ International，1992，32：1311-1318.

[13]Girault E，Martens A，Jacques P，et al.Comparison of the effects of silicon and aluminium on the tensile behavior of multiphase TRIP-assisted steels[J].Scripta Materialia，2001，44：885-892.

[14]Speer J G，Matlock D K，De Cooman B C，et al.Carbon partitioning into austenite after martensite transformation[J].Acta Materialia，2003，51：2611-2622.

[15]Speer J G，Edmonds D V，Rizzo F C，et al.Matlock，partitioning of carbon from supersaturated plates of ferrite，with application to steel processing and fundamentals of the bainite transformation[J].Current Opinion in Solid State and Materials Science，2004，8：219-237.

[16]Bhadeshia H K D H.Bainite in Steels[M].UK Cambrige：IOM Communications Ltd，2001.

[17]Caballero F G，Bhadeshia H K D.Very strong bainite[J].Current Opinion in Solid State and Materials Science，2004，8：251-257.

[18]Niikura M，Morris J W.Thermal processing of ferritic 5Mn steel for toughness at cryogenic temperatures[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1980，11（9）：1531-1540.

[19]Shi Jie，Sun Xinjun，Wang Maoqiu，et al.Enhanced work-hardening behavior and mechanical properties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastable austenite[J].Scripta Materialia，2010，63（8）：815-818.

[20]Wang Chang，Shi Jie，Wang Cunyu，et al.Development of ultrafine lamellarferrite and austenite duplex structure in 0.2C5Mn steel during ART-annealing[J].ISIJ International，2011，51（4）：651-656.

[21]Chatterjee S，Murugananth M，Bhadeshia H K D H.δ-TRIP steel[J].Materials Science and Technology，2007，23（7）：819-827.

[22]Yi H L，Lee K Y，Bhadeshia H K D H.Extraordinary ductility in Al-bearing Delta-TRIP steel[J].Proceedings of the Royal Society A，2011，467：234-243.

[23]Yi H L，Lee K Y，Bhadeshia H K D H.Mechanical stabilisation phenomenon of retained austenite in δ-TRIP steel[J].Materials Science and Engineering：A，2011，528：5900-5903.

[24]Yi H L，Ryu J H，Bhadeshia H K D H，et al.Low-alloy duplex，directly quenched transformation-induced plasticity steel[J].Scripta Materialia，2011，65（7）：604-607.

[25]Yi H L，Ghosh S K，Liu W J，et al.Non-equilibrium solidification and ferrite in δ-TRIP steel[J].Materials Science&Technology，2010，26：817-823.

[26]Yi H L，Lee K Y，Bhadeshia H K D H.Stabilisation of ferrite in hot rolled δ-TRIP steel[J].Materials Science&Technology，2011，27：525-529.

[27]Yi H L，Lee K Y H，Bhadeshia K D H.Spot weldability of δ-TRIP steel containing 0.4 wt%C[J].Science and Technology of Welding&Joining，2010，15（7）：619-624.

[28]Sakuma Y，Matsumara O，akechi H.Mechanical properties and retained austenite in intercritically heat-treated bainite-transformed steel and their variation with Si and Mn additions[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1991，22：489-498.

[29]Sakuma Y，Matsumura O，Akisue O.Influence of C content and annealing temperature on microstructure and mechanical properties of 400℃transformed steel containing retained austenite[J].ISIJ International，1991，31：1348-1353.

[30]Chatterjee S，Wang H S，Yang J R，et al.Mechanical stabilisation of austenite[J].Materials Science and Technology，2006，22（6）：641-644.

[31]Peterson W，Borchelt J.Maximizing cross tension impact properties of spot welds in 1.5 mm low carbon，Dual-phase，and Martensitic Steels[J].SAE Technical Paper Series，SAE 2000-01-2680.

[32]Pouranvari M，Marashi S P H，Safanama D S.Failure mode transition in AHSS resistance spot welds，Part II：Experimental investigation and model validation’[J].Materials Science and Engineering：A，A，2011，528（29-30）：8344-8352.

[33]Santella M L，Babu S S，Riemer B W，et al.Influence of microstructure on the properties of resistance spot welds[R].USA：Oak Ridge National Lab，TN，1998.

[34]Nishi T，Saito T，Yamada A.Valuation of spot weldability of high strength sheet steels for automobile use[J].Nippon Steel Technical Report，1982（20）：37-44.

[35]Khan M I，Kuntz M L，Zhou Y.Effects of weld microstructure on static and impact performance of resistance spot welded joints in advanced high strength steels[J].Immunology Endocrine and Metabolic Agents inMedicinal Chemistry，2008（2）：294-304.

[36]Nayak S S，Baltazar Hernandez V H，Okita Y，et al.Microstructure-hardness relationship in the fusion zone of TRIP steel welds[J].Materials Science and Engineering：A，2012，551：73-81.

[37]Radakovic D J，Tumuluru M.An Evaluation of the cross-tension test of resistance spot welds in high-strength dual-phase steels[J].Welding Journal，2012，91（1）：8-15.

[38]Pouranvari M.Susceptibility to interfacial failure mode in similar and dissimilar resistance spot welds of DP600 dual phase steel and low carbon steel during cross-tension and tensile-shear loading conditions[J].Materials Science and Engineering：A，2012，546：129-138.

[39]Joaquin A，Elliott A N A，Jiang C.Reducing shrinkage voids in resistance spot welds[J].Welding Journal-New York，2007，86（2）：24.

[40]Sakuma Y，Oikawa H.Factors to determine static strengths of spot-weld for high-strength steel sheets and developments of high-strength steel sheets with strong and stable welding characteristics[J].Shinnittetsu Giho，2003，378：30-34.

δ-TRIP steel：Physical and mechanical metallurgy

Yi Hongliang1，Chen Peng1，Wang Guodong1，Ma Mingtu1，2

（1.The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110189，China；2.China Automobile Engineering Research Institute，Chongqing 400039，China）

δ-transformation induced plasticity（TRIP）steel has performed high strength combined with excellent ductility，which satisfy the requirements for the third generation advance steels for automotive application.In addition，it could to be spot welded.It’s high potential to be industrialized for both manufacture and automotive application.The development of δ-TRIP，microstructure and mechanical properties，transformation and microstructure evolution，strength and toughness mechanism will be reviewed.The process and physical metallurgy for resistance spot welding will be discussed as well.

TRIP-steel；δ-ferrite；bainitic transformation；microstructural evolution；mechanical properties

TG142.1

A

1009-1742（2014）02-0018-13

2013-10-09

國家自然科學基金資助項目（51204051）；中央高校基本科研業務費項目（N120507001，N120607001）

易紅亮，1981年出生，男，重慶市人，副教授，研究方向為鋼鐵材料中的相變、組織演化、組織性能關系、板材成形過程組織演化與性能、電阻點焊的物理冶金等；E-mail：hityihl@126.com