退火溫度對不同成分TRIP 780鋼組織與拉伸性能的影響

劉剛偉，劉清友，賈書君，曹建春，李珊珊

（1.昆明理工大學材料科學與工程學院，昆明 650093；2.鋼鐵研究總院結構材料研究所，北京 100081）

0 引言

TRIP（相變誘發塑性）鋼是通過形變殘余奧氏體向馬氏體轉變來獲得高塑性和強度的，與普碳鋼、低合金高強度鋼和雙相鋼相比，其具有更加優異的成型性，并具有低的成本和很高的抗沖擊吸收能，因此廣泛應用于汽車安全零部件［1－3］。近幾年，隨著汽車行業節能減排理念的深入，對所用TRIP 鋼各項性能的要求也越來越嚴格。目前的研究工作主要集中于TRIP鋼的組織、成分、熱處理工藝以及力學性能等方面。目前商業大規模生產的冷軋TRIP鋼通過采用合適的熱處理工藝，形成了鐵素體、貝氏體、少量殘余奧氏體和馬氏體的混合組織，其組織中的各相配比以及殘余奧氏體中的碳含量對冷軋TRIP鋼的最終目標性能有著顯著的影響［4－5］，這也是目前研究的熱點。作者基于微合金元素鈦在再結晶區對TRIP780鋼可起到細化晶粒的作用，以及在600 ℃卷曲時鈦的沉淀強化作用，在各元素基本相近（鈦除外）的條件下，研究了實際大生產中780 MPa級TRIP鋼的一個重要工藝參數——冷軋后熱處理退火溫度的變化對其組織和拉伸性能的影響，以保證其得到理想的組織匹配和性能要求，為大規模工業化生產提供更多的理論支撐。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料選用國內某鋼廠生產的TRIP 鋼鑄錠，其化學成分見表1。將其于1 200℃加熱開坯后再于880 ℃多道次熱軋成3mm 厚的薄板，然后輕微噴水冷卻至600 ℃，保溫0.5h后隨爐冷卻；然后經酸洗、磨光后再冷軋成1.2 mm 的鋼板，截取160mm×30 mm 的矩形板進行退火，然后進行貝氏體等溫處理，具體工藝參數見表2。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of tested steels（mass） %

表2 退火及等溫工藝參數Tab.2 Annealing process parameter

1.2 試驗方法

將熱處理后的試樣沿縱向切取金相試樣，用體積分數（下同）為3%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用S－4300型掃描電鏡（SEM）觀察組織形貌，并用Lepera試劑（4%的苦味酸酒精溶液與1%的偏重亞硫酸鈉水溶液按體積比1∶1混合）著色腐蝕來觀察組織中的富碳組織（M／A 島），用網格法統計試驗鋼中鐵素體及貝氏體相的含量；試樣經打磨、拋光后用鉻酸電解去應力，借用X 射線衍射儀測定試驗鋼中殘余奧氏體的含量和殘余奧氏體中的碳含量。

將熱處理后的試樣沿縱向切取標距A50拉伸試樣，在WE－300型液壓拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗。

2 試驗結果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由圖1可見，兩種冷軋TRIP 鋼在兩相區退火后，均可獲得由鐵素體、貝氏體、馬氏體及殘余奧氏體組成的多相組織（因組織形貌接近，任取一種成分鋼的組織分析），各相的比例、分布和形態隨退火工藝不同有所變化。臨界區退火使原始組織進入兩相區，即鐵素體和奧氏體區，退火溫度會影響鐵素體和奧氏體的相對含量，進而影響最終的組織和性能。

圖1 退火后TRIP鋼的SEM 形貌Fig.1 SEM morphology of TRIP steel after annealing

由圖2，3可知，隨著退火溫度的升高，兩種試驗鋼中鐵素體含量均明顯減少，貝氏體及馬氏體含量有所增加，而且在相同的退火溫度下，含鈦鋼中的鐵素體含量更低；隨退火溫度的升高，兩種試驗鋼中的鐵素體晶粒尺寸均明顯減小，但兩者沒有明顯的差別，其中含鈦試驗鋼在820 ℃退火后鐵素體的體積分數為51.2%，為較理想的目標組織。數據顯示（如圖3）貝氏體和少量馬氏體含量隨著退火溫度的升高呈上升的趨勢，含鈦試驗鋼中貝氏體和少量馬氏體的混合組織在820 ℃退火后略微降低，其含量基本可滿足TRIP780鋼的組織配比目標。

隨退火溫度的升高，奧氏體同時向鐵素體和珠光體兩個界面推進，珠光體迅速轉變為奧氏體，使奧氏體中的碳含量增加；而且由于溫度的升高使得奧氏體向鐵素體晶粒內擴展的程度加大，以致鐵素體含量降低，緩冷過程第二相碳氮化鈦增多了貝氏體的形核位置，對貝氏體轉變有利，形成了更多的貝氏體組織，從而導致800 ℃后含鈦鋼中的鐵素體含量與不含鈦鋼中的相比有所降低，貝氏體馬氏體含量則有所升高；另外，在較長的貝氏體孕育期內析出了部分均勻分布、尺寸較小的二次鐵素體，導致鐵素體的平均晶粒尺寸也逐漸減小。

2.2 對殘余奧氏體及殘余奧氏體中碳含量的影響

不同成分鋼在不同溫度退火后的相組成基本相同，任選一種條件下的進行分析，由圖4的XRD 譜可計算殘余奧氏體的體積分數φr［5－6］：

式中：Ia為鐵素體（211）晶面衍射峰的積分強度；Ir為奧氏體（200），（220），（311）晶面衍射峰強度的平均值。

殘余奧氏體中的碳含量采用式（2）計算［7］：

式中：H，K，L為衍射峰晶面指數；aλ為殘余奧氏體的晶格常數；wr（C）為殘余奧氏體中碳的質量分數；θ為 衍 射 角；λ為 鈷 靶X 射 線 波 長，λ＝0.178 901nm。

圖4 退火后TRIP鋼的XRD譜Fig.4 XRD pattern of TRIP steel after annealing

退火通過影響殘余奧氏體的含量及穩定性來影響TRIP效應，影響TRIP 鋼中殘余奧氏體含量的主要因素有：臨界區退火時形成的奧氏體含量，冷卻到貝氏體等溫時先共析鐵素體的含量，貝氏體轉變過程，即貝氏體等溫轉變時的貝氏體形成量。主要是在貝氏體相變時，由于貝氏體中的碳含量低于奧氏體中的且它在奧氏體晶界形成，碳經擴散富集到未轉變殘余奧氏體中，在隨后的終冷段形成M／A島，實現TRIP效應。

由圖5可以看出，兩種成分鋼中的殘余奧氏體含量（體積分數）均隨退火溫度的增加而先降低再升高，出現了非單調變化的趨勢，這是由于較低退火溫度時形成的奧氏體具有很高的碳含量和穩定性，退火溫度升高后奧氏體含量增多且相應的碳含量有所減少，降低了奧氏體的穩定性［8］，有部分奧氏體逆轉變為二次細小的鐵素體組織，使殘余奧氏體含量在800 ℃（或820 ℃）出現了最低點；退火溫度繼續升高后奧氏體含量明顯增多，使最終的殘余奧氏體含量增多，因此，殘余奧氏體含量與退火溫度不呈線性關系變化。在800℃和860℃的退火溫度下含鈦鋼中的殘余奧氏體含量比不含鈦鋼中的明顯降低，可見添加鈦對鋼中殘余奧氏體含量有降低的作用；數據顯示含鈦鋼在820℃退火后的殘余奧氏體含量達到了理想值（約為11%）。

圖5 殘余奧氏體含量及其碳含量與退火溫度的關系Fig.5 Carbon content and volume fraction of retained austenite vs annealing temperature

值得注意的是不含鈦鋼中殘余奧氏體中的碳含量隨退火溫度升高的變化趨勢與殘余奧氏體含量的變化基本相同。由圖5（b）可見，隨退火溫度的升高，含鈦鋼除在860 ℃退火后殘余奧氏體中的碳含量有略微降低外，基本上呈線性升高；而不含鈦鋼的則先降低后升高，并在820 ℃退火后出現拐點。在相同的溫度下，含鈦鋼中殘余奧氏體碳含量比不含鈦鋼中的高。

在820 ℃退火后，兩種鋼基本均可得到理想的組織匹配。

2.3 對拉伸性能的影響

由圖6 可見，不同溫度退火后不含鈦冷軋TRIP鋼的抗拉強度均未達到780 MPa的基本要求，而含鈦TRIP 鋼除在800 ℃退火后時抗拉強度（775 MPa）不滿足要求外，在其它退火溫度下的抗拉強度均超過780MPa，均滿足性能要求。可見，鈦在熱軋時的細晶強化及析出強化起到了重要作用。另外，由于采用A50試樣進行試驗，與傳統TRIP 鋼A80試樣的試驗數據相比可能會稍偏低。在兩相區退火的升溫起始階段，初始奧氏體含量增加，殘余奧氏體不穩定，在后面的冷卻中會析出二次鐵素體，從而導致抗拉強度略微降低；從800 ℃開始強度還是呈增大趨勢，原因是殘余奧氏體的含量減少和相應的貝氏體組織含量增加以及變形過程中殘余奧氏體的相變對強度有提高作用。同時可看出，兩種鋼因各相的含量變化及第二相的不同導致伸長率出現了不同的變化趨勢，含鈦鋼與不含鈦鋼相比性能更加穩定，且伸長率大多達到了近10%的要求，而不含鈦TRIP鋼的伸長率波動較大，大多達不到10%，并隨著退火溫度的升高有降低的趨勢。所以根據以上強度和塑性指標可以確定在820 ℃退火后，含鈦TRIP鋼可以獲得較理想的拉伸性能。

圖6 退火溫度對TRIP鋼拉伸性能的影響Fig.6 Effect of annealing temperature on mechanical properties of TRIP steel：（a）the steels with Ti and（b）the steel without Ti

3 結論

（1）隨退火溫度的升高，兩種成分TRIP 鋼中的鐵素體含量均減少，晶粒尺寸均減小，貝氏體含量增多，殘余奧氏體含量先降后升，在820℃退火后可以得理想的組織匹配。

（2）隨退火溫度的升高，兩種成分TRIP 鋼中殘余奧氏體的碳含量變化規律不一致，含鈦鋼的基本呈增加趨勢，但在860℃退火后略有降低，不含鈦鋼的則呈先降低后升高的變化趨勢；鈦的添加對殘余奧氏體含量有降低的作用。

（3）820 ℃退火后含鈦TRIP 鋼可滿足抗拉強度780 MPa、伸長率近10%的要求；而不含鈦鋼則不能滿足性能要求；隨退火溫度變化含鈦鋼的拉伸性能比較穩定。

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