本研究设计了不同成分含钒、钛、铝TRIP钢,旨在通过成分与工艺优选提高TRIP钢的强塑积,以满足第三代汽车钢轻质、高强度、低成本的要求。研究将相图计算和精密实验相结合,采用Gleeble 3500热力模拟试验机和盐浴炉模拟热处理过程,并采用室温拉伸性能测试、热膨胀仪、X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等分析检测技术,对实验钢的合金成分、显微组织、力学性能、以及热处理工艺的相互影响规律等展开了全面分析,主要研究结果如下:1、在自建高性能TRIP钢合金体系热力学数据库的基础上,研究发现不同成分含钒、钛、铝TRIP钢的组织和性能存在明显差别。无添加的Fe-C-Mn-Si系实验钢组织明显粗大,尽管碳含量提高,但其强度和塑性均无明显改善。而铝元素的添加会减少两相区高温退火后奥氏体含量,但能显著增加奥氏体中碳含量,从而延迟贝氏体转变,增加残余奥氏体稳定性,提高实验钢的强塑积。2、微合金元素钒的存在能使基体相中析出VC型的第二相颗粒,在热处理过程中能阻碍晶粒长大,细化TRIP钢的显微组织,使含钒的实验钢相比未添加的实验钢具有更细小的显微组织;VC型碳化物呈球状,于晶内或晶界析出,经两相区短时保温,小尺寸颗粒所占比例明显上升,大颗粒比例下降,出现了碳化物溶解现象;利用DICTRA软件计算从动力学分析的角度证实了实验钢中VC型颗粒具有部分溶解的可能性。第二相颗粒在热处理过程中的部分溶解现象,对两相区奥氏体具有增碳的效果,抑制后续贝氏体转变,从而增加残余奥氏体含量并提高其稳定性,改善实验钢力学性能。3、计算和实验分析表明,添加钛元素易与微量氮元素结合形成Ti N型颗粒,这一方面降低了两相区奥氏体的碳含量(Ti N型颗粒中会固溶少量碳)从而降低了残余奥氏体稳定性;另一方面,大尺寸的方形Ti N型颗粒易成为静态拉伸过程中的断裂源,从而损害实验钢的力学性能。而实验钢成分中碳含量如果较低,则经两相区保温后奥氏体稳定性不足,致使残余奥氏体稳定性变差,甚至发生了向马氏体的转变,从而抑制了拉伸过程中TRIP效应的发挥,导致其性能明显变差。4、对不同工艺条件下实验钢的研究表明,随着两相区等温时间的延长,强塑积先升后降。对于0.28wt.%C的实验钢来说,等温5min的强塑积较好,而0.31wt.%C的实验钢则在等温3min时表现出最佳的性能。结合实验与热力学计算分析,这主要是由于与前者相比,0.31wt.%C的实验钢成分较容易达到奥氏体中的平衡碳含量造成的。此外,贝氏体区等温时间的延长有助于碳元素在残余奥氏体中的富集,有利于TRIP效应的产生,使其经贝氏体区等温6min后获得超过30000MPa·%的强塑积。5、在TRIP钢中,残余奥氏体稳定性越高其力学性能越好。采用XRD原位分析进一步证实了,实验钢的强韧化机制以TRIP效应为主,随着应变增大,残余奥氏体逐渐转变为马氏体,这种相变是一种渐进式的相变。可利用拟合公式---(28)bxay)](exp[1对实验钢的残余奥氏体的稳定性进行评估,通常a值越小,残余奥氏体稳定性越高,实验钢的强塑积也越高。6、采用盐浴炉对实验钢进行了两段式降温处理,模拟工业生产过程中连续退火缓冷阶段。结果表明,经过两段式降温处理的实验钢基体组织主要为铁素体,贝氏体与残余奥氏体,析出相主要为VC型碳化物。700℃停留15s的实验钢获得最佳力学性能,抗拉强度1070MPa,延伸率29.7%,强塑积31779MPa·%,优于直接降温试样。这是由于先共析铁素体的形成增加了残余奥氏体的含量与稳定性,提升了TRIP效应,获得了最佳力学性能。而在700℃停留30s以上时,实验钢过冷奥氏体中析出了渗碳体,减少了实验钢的残余奥氏体含量与含碳量,减弱了TRIP效应,降低了实验钢的力学性能。