近年来，汽车制造业的高速发展使能源和环境问题日益突出。在保证汽车车辆安全性能的前提条件下实现轻量化，成为科研工作者关注的焦点^[1,2]。合理使用低成本、节约型先进高强钢^[3~5]减重效果明显，对于实现汽车制造业的可持续发展有重要的意义。先进高强钢，如Q&P钢、复相钢、中锰钢等，均在其组织中引入一定量的残余奥氏体(残γ)^[6~9]，使一部分残γ在汽车零部件制造成形过程中发生γ→M(马氏体)相变以同步提高强塑性；在发生意外碰撞时，剩余的残γ有利于提高碰撞吸收性能，提高汽车的安全性。

本文以节约化、经济化、轻量化为立足点利用“TRIP效应”实现强塑性同步提高，制备一种1 GPa级TRIP型BF钢产品，并研究其在不同组织调控下的微观形貌和强塑性机制。

在实验用钢中添加2.1%~2.4%的Mn，其主要作用是：(1)降低贝氏体组织的相变驱动力，使γ→BF(贝氏体铁素体)的相变温度降低^[10,11]，有利于在连续退火过程中实现BF和片层状残γ的组织调控；(2)提高BF钢的淬透性，避免在冷却过程中发生先共析铁素体等软相组织的相变。添加1.5%~1.8%的Si有固溶强化的效果、抑制碳化物的析出和提高残γ中的C含量^[12,13]，从而提高其稳定性，有利于充分发挥“TRIP效应”。添加一定量的微合金元素Nb，通过细晶强化和析出强化等机制可提高BF钢的强度。

按照上述要求炼1 GPa级TRIP型BF钢，实际化学组成(质量分数)为：C 0.23%，Si 1.6%，Mn 2.1%，Nb 0.06%，Alt 0.05%，P≤0.008%，S≤0.006％，N≤0.005%，O≤0.005％，余量为Fe。

热轧初始组织直接影响连续退火过程中γ的再结晶、体积分数、形态和分布，进而影响TRIP型BF钢的两相组织形态和分布。实验用钢坯的厚度为230 mm，热轧基料的厚度为3.0 mm，粗轧出口坯的厚度约为34 mm。热轧工艺参数列于表1。精轧结束后以30~40℃/s的速度冷却至550℃以进行卷取，热轧带钢的厚度为3.00 mm，调控得到F＋B组织。

冷轧压下量、连退工序的退火保温温度和时间、过时效温度和时间等对TRIP型BF钢组织性能有直接影响，具体的工艺参数列于表1。均热结束后以≥35℃/s的速度将试验带钢冷却至过时效温度；平整工序将延伸率控制在0.7%，以优化板形和满足用户对TRIP型BF钢产品粗糙度R_a≥0.9 μm的要求。

以工艺Ⅱ为例，分析1GPa级TRIP型BF钢产品的热轧微观组织。用LEICA DMIRM多功能光学显微镜可观察到，工艺Ⅱ制备的TRIP型BF钢的热轧微观组织由20%F和80%针状B组成(图1)；Image plus统计结果表明，在本次实验工艺条件下热轧初始组织由(20~30)%F和(70~80)%的针状B组成(表2)；在退火加热过程中发生γ再结晶和长大时完全不同于传统的由铁素体和珠光体组成热轧初始组织。

首先，在退火工序的再加热过程中，针状B组织中的高密度位错发生回复和再结晶，使位错等缺陷的密度降低和B组织软化；其次，不规则针状形态的B组织发生转变，沿宽度方向逐渐趋于多边形形态；在B组织发生软化和形态变化的同时，C原子向晶界处扩散逐渐满足γ再结晶形核的浓度要求。达到γ形核温度后，一部分γ率先在晶界处形核并沿着相界面长大。这些结果表明≥70%的针状贝氏体的组织调控有利于BF和片层状残γ组织的形成。

用LEICA DMIRM多功能光学显微镜可观察到，在本次实验工艺条件下显微组织由(75~85)%的贝氏体铁素体(BF)和≥15%的第二相残γ组织组成(图2和表2)。在过时效温度370~390℃进行贝氏体等温转变，通过切变型转变使BF形核。贝氏体板条沿原γ{111}晶面向γ晶内相互平行并成簇形核和长大，板条束与原γ呈K-S或N-W关系。在随后的360 s过时效等温过程中BF组织中的C原子扩散，使贝氏体铁素体板条束中过饱和的C原子向其周围未转变的γ中聚集，同步提高未转变的γ中的C含量。提高残γ的热稳定性和机械稳定性，有利于室温条件下片层状残γ的保留。

退火过程中的均热温度(即γ再结晶温度)和过时效温度(即贝氏体等温相变温度)，影响TRIP型BF钢中BF及第二相残γ组织的转变进程及其形貌特征。在工艺Ⅰ条件下γ再结晶温度和贝氏体等温相变温度较高，分别为930和390℃。由图2a可见，BF板条束在以原γ晶粒的“基础块状单元”内沿不同方向形核和长大。在较高的γ再结晶温度，一部分γ再结晶晶粒迅速长大，因此可观察到一些合并后的“羽毛状”大BF板条束轮廓，如图2a中的椭圆标定。这些BF组织边界平行且较为平直，有明显的切变相变特征。在透射电镜下能观察到第二相残γ组织呈片层状不连续地分布于相界面处，如图3a所示。图3b给出了图3a的暗场像，图3c给出了图3a中选区的[110]_γ晶带电子衍射谱及衍射谱标定。由此可见，当γ再结晶温度和贝氏体等温相变温度较高时，片层状残γ组织的片层厚度较厚，为250~650 nm，且在相界处可观察到极少量趋于块状的第二相残γ组织。

将退火过程中的γ再结晶温度由930℃(工艺Ⅰ)降低到910℃(工艺Ⅱ)，γ再结晶的晶粒尺寸随之减小。形核率和长大率，对γ再结晶的晶粒尺寸有至关重要的影响。γ再结晶温度降低到910℃使形核率降低，这可根据形核率与温度和再结晶所需激活能之间的关系^[14]

论证。式中N•为形核率；Q_n为形核所需激活能；R为气体常数；T为温度。

但是，由热轧工序得到的F+B组织中存在高密度位错等畸变能，60%的酸轧累积压下使形变晶粒内部有大量的储存能；而在退火过程中若采用较低的γ再结晶温度(910℃)，则组织中的高密度位错等畸变能发生回复的程度降低。在随后的退火温度进行120 s保温的过程中这些形变储能较大，也增大了形核过程中的驱动力，从而使形核率提高。同时，在较低的γ再结晶温度保温可抑制再结晶γ晶粒的长大率，即减小再结晶γ的晶粒尺寸。从组织的基因遗传角度，这直接影响BF和第二相残γ组织的形貌特征和尺寸。因此，BF钢中贝氏体铁素体组织形态发生了改变，如图2b所示，也可由TEM得到进一步证实，如图4所示，贝氏体铁素体板条厚度明显减小，片层状残γ的厚度减小为80~130 nm。

在工艺Ⅱ基础上将退火过程中的贝氏体等温相变温度由390℃(工艺Ⅱ)降低到370℃(工艺Ⅲ)，则板条长大速度降低，且随着贝氏体温度等温时间的延长板条B组织的“平行”相界面逐渐向心部的未相变γ移动，C原子也同步向心部的未相变γ扩散。但是，较低的贝氏体等温相变温度限制了C原子的扩散能力，使更多的γ相变为BF组织，影响了稳定残γ组织的保留。与工艺Ⅱ对比，第二相残γ的体积分数由18%下降到15%。

在较低的贝氏体孕育温度下BF钢的板条组织长大速度较低，由此达到某一平衡点后相界面停止移动，使BF组织的板条宽度较小，为0.15~0.45 μm，如图2c和图5a所示。与此同时，片层状残γ组织呈薄膜状，为50~90 nm，如图5a和b所示。

1 GPa级TRIP型BF钢的拉伸曲线呈连续屈服状态，如图6所示。在保证塑性性能的前提下，抗拉强度高于1 GPa。从图6可以看出，不同工程应变阶段对应的加工硬化能力不同。在初始硬化阶段(0.5~3.5)%的加工硬化能力最强，与塑性变形过程中滑移系的变化、残γ组织的稳定性等因素有密切的关系。

尤其是在工艺Ⅱ条件下，在材料的拉伸过程中发生连续屈服后的均匀延伸率较大。这可增大其在塑性变形时塑性变形量，也同步加大材料产生颈缩的难度系数，从而抑制塑形失稳。由于材料的塑性性能由均匀延伸和产生颈缩后的局部集中延伸两部分的总和表征，TRIP型BF钢的塑性性能优良，达到20.3%，并且其综合性能达到最优，抗拉强度达到1082 MPa，同时扩孔率为72%，强塑积达到22.0 GPa·%(表2)。

通过严格控制各工序的工艺参数，将热轧初始组织调控为(20~30)%F+(70~80)%针状B，以利于最终成品的显微组织调控为(75~85)% BF及≥15%第二相残γ组织，从而保证1 GPa级TRIP型BF钢优良的综合性能。而两相组织的合理配比和形貌特征(宽度及含C量)，显著地影响材料的性能。

板条状贝氏体铁素体组织是TRIP型BF钢的基体相组织，对强度有主要贡献。在退火保温及贝氏体等温两个相变过程中，C原子向两侧未相变γ中进行充分扩散的过程，一方面增加了第二相残γ组织的热稳定性和机械稳定性，另一方面使BF组织中的碳含量降低，甚至相变为无碳BF组织，有利于增强材料在塑性变形过程中的组织抗断裂能力，同步提高其塑性性能。

同时，BF组织的晶体学结构对试验钢的强度有重要影响。使用EBSD分析大小角度晶界分布，统计结果(图7)表明，将退火过程中的γ再结晶温度由930℃(工艺Ⅰ)降低到910℃(工艺Ⅱ)后，小角度晶界所占比例(＜10°)由40.2%减少至24.6%，而大角度晶界所占比例(≥60°)由22.4%增加至47.7%。由于大角度晶界在塑性变形过程中使产生的微裂纹转向，可抑制裂纹在同方向的扩展，从而使材料的强塑性同步提高，因此，工艺Ⅱ的抗拉强度提高到1082 MPa，同时延伸率增加到20.3%。

在工艺Ⅱ的基础上将退火过程中的贝氏体等温相变温度由390℃(工艺Ⅱ)降低到370℃(工艺Ⅲ)后，小角度晶界所占比例(＜10°)由24.6%继续减少至13.1%，而大角度晶界所占比例由47.7%继续增加至62.3%，工艺Ⅲ的抗拉强度继续增加，然而延伸率相比较工艺Ⅱ有所降低。其主要原因是，薄膜状残γ组织极为细小(50～90 nm)且稳定性很高，在拉伸过程中有一定量(约6%)的残γ保留下来，只有约9%的残γ充分发挥“TRIP效应”，提高材料的强度的同时损失少量塑性性能。但是，用工艺Ⅲ制备的TRIP型BF钢产品强度达到1099 MPa，扩孔率为67%。这更适用于制造高强度且具有翻边、扩孔等特殊要求的复杂汽车用防撞零部件。发生碰撞时剩余的残γ组织发挥“TRIP效应”，从而提高防撞件的吸能及安全性。

实验用钢中添加1.6%的Si可抑制BF组织中渗碳体的析出，并增大BF组织相变所需的活化自由能，也即增大了BF组织切边相变的形核阻力，有利于未相变γ组织的保留。这些第二相残γ组织和基体组织之间的取向一般遵循{011}_BF∥{111}_γ和<111>_BF∥<011>_γ。与工艺Ⅰ比较，工艺Ⅱ的第二相残γ体积分数有所降低，但是强塑性却同步提高。其原因是，在工艺Ⅰ制备的试样中片层状残γ组织的片层厚度较厚(250～650 nm)，在相界处也能观察到极少量趋于块状的第二相残γ组织。这种形态下的残γ在塑性变形的初期便大部分发生应变诱导马氏体(M)相变，而“TRIP效应”是一个循序渐进的过程，因此在达到最大应力时只剩少量残γ可为强塑性的提高贡献力量，致使其强度(1041 MPa)和塑性(18.6%)均略低。

BF组织和第二相残γ组织的宽度对TRIP型BF钢产品的强塑性有着至关重要的影响。通过连退微观组织分析(图2)和力学性能检测结果(图6)可知，随着BF组织中板条宽度的减小TRIP型BF钢的强度随之提高，当BF组织的板条宽度减小至0.15~0.45 μm时(工艺Ⅲ)，抗拉强度达到1099 MPa。

工艺Ⅰ残γ组织的片层较厚(250~650 nm)，且在相界处还可观察到极少量趋于块状的第二相残γ组织。这种形貌特征的残γ组织，与工艺Ⅱ制备的较细片层宽度80～130 nm残γ组织相比，稳定性较差且在变形初期就更容易发生“TRIP效应”。因此，强塑积仅为19.4 GPa·%。随着残γ组织的形态调控为薄膜状，而且片层宽度继续减小至50~90 nm(工艺Ⅲ)，强度达到1099 MPa。但是，这种薄膜状残γ稳定性很高，在拉伸过程中有约6%保留下来，只有约9%的残γ充分发挥“TRIP效应”，在提高材料的强度的同时只损失少量的塑性性能。

工艺Ⅱ制备的较细片层宽度80～130 nm的残γ组织，随着室温塑性变形的进行，在其变形部位有残γ开始向M转变，而生成的M相强度较高，进而超过未变形部位的强度，从而加大局部继续变形的难度，使变形转移至其它未相变位置，抑制裂纹的产生及扩展，并使局部变形转移部位后继续发生γ→M相变，从而保证局部变形→TRIP效应→变形转移的循环进行，可有效避免变形在材料的某一特定位置持续进行，进而产生局部颈缩，最终同步提高强塑性，保证延伸率20.3%的同时强塑积达到22.0 GPa·%。

由此可见，残γ的体积分数对TRIP型BF钢的强塑性有重要影响，残γ的形貌也有重要的影响。

用TEM可观察到，随着γ再结晶温度和贝氏体等温相变温度的降低BF组织中的位错密度均随之提高，这与BF组织的相变机制相关。在退火过程中，伴随着BF组织切变型相变的持续进行，与其相关的位错也由相变产物BF组织继承。

在室温拉伸的最初阶段，由于残γ的强度较低，属于软相组织，达到平均屈服强度时已经发生相变。同时，残γ作为FCC结构不仅具有较多的滑移系，而且具有较高的加工硬化能力，在变形过程中形成和容纳大量的位错。因此，在此过程中应变诱导M组织的增加使TRIP型BF钢的位错密度有微量的增加；另一方面，BF组织作为BCC结构有高密度的可移动位错。在开始强化阶段位错增殖速度较快，甚至在局部出现“位错塞积”，如图8所示。同时，基体中Nb的析出物也增大了位错的移动阻力。因此，在析出和位错的综合作用机制下可提高TRIP型BF钢的强度。

BF和残γ两相组织之间符合K/S或N/W关系，随着应变的增加可降低高密度位错从BF组织→残γ的滑移阻力。由此，在应力点BF中位错有所降低，位错增值率也随之降低。此过程也使BF组织在变形过程中呈现部分软化的状态，残γ在位错强化和相变强化的共同作用下使整个基体组织达到协调变形的效果，可进一步提高TRIP型BF钢的强塑性。

随着应变的继续增加，当应力达到最大值后剩余少量未相变残γ(如工艺Ⅲ中约6%的薄膜状残γ)的稳定性极高，将不再发生相变。这使得位错越过相界面处的滑移能力降低，位错的增殖也降低，硬化能力也随之减弱。

综上所述，从位错强化随着应变过程而产生的变化角度，在塑性变形的初期残γ是“强化相”，而BF组织是作为“软化相”。但是在整个强化过程中位错一直在增殖，两相协调变形机制导致了TRIP型BF钢优良的强塑性。

(1) 合理的成分设计和将热轧初始组织调控为(20~30)%铁素体和(70~80)%针状贝氏体，有利于将最终成品的显微组织调控为(75~85)% BF及≥15%第二相残γ组织，使1 GPa级TRIP型BF钢具有优良的综合性能。

(2) 两相组织的合理配比及其形貌对TRIP型BF钢的强塑性有显著的影响。在82%的BF组织基体中均匀分布着片层宽度为80~130 nm的第二相残γ组织，在两相协调变形机制作用下可实现优良的强塑性匹配，其延伸率20.3%，强塑积达到22.0 GPa·%。

(3) BF组织板条宽度为0.15~0.45 μm且薄膜状残γ组织宽度为50~90 nm的实验钢，其强度达到1099 MPa，在发生碰撞时剩余的残γ组织(约6%)再次发挥“TRIP效应”从而提高防撞件的吸能和安全性。