熱軋鈦微合金化TRIP鋼的組織與性能研究

衣海龍，徐 薇，龍雷周，劉振宇，王國棟

（東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110819）

為了滿足汽車行業及相關機械行業的發展需求，高強塑積的高強鋼不斷引起人們的關注，其中TRIP鋼具有良好的強度和塑性，與其他沖壓用鋼板相比，加工硬化和烘烤硬化性能均很高。同時，高強度、高塑性TRIP鋼具有良好的疲勞性能和抗撞性能，可以有效實現汽車關鍵結構件的減重，對節約能源、減少排放和提高安全性具有顯著效果［1－4］。從生產工藝上來說，TRIP鋼可分為熱處理型TRIP鋼和熱軋型TRIP鋼。熱處理型TRIP鋼采用臨界加熱、下貝氏體等溫淬火的工藝方法來獲得TRIP轉變所需的大量殘余奧氏體；而熱軋型TRIP鋼是通過控制軋制和控制冷卻來獲得大量的殘余奧氏體，由于可省去復雜的熱處理過程，且具有成分設計簡單、工藝可實施強等優勢，因此具有良好的發展前景［5－9］。對于熱軋型TRIP鋼來說，從成分設計上來看，除了選用C、Si、Mn等固溶強化元素外，還添加了一定量的Nb、V、Ti等微合金元素，但以往研究較多的為Nb、V系熱軋 TRIP鋼［10－16］，而對鈦微合金化 TRIP鋼的研究則相對較少。從生產成本考慮，鈦微合金元素的價格較低，采用以Ti代替Nb、V微合金元素后，其生產成本將大幅降低，同時，鈦微合金元素具有一定的細晶強化及較強的析出強化作用，對提高熱軋TRIP的綜合性能具有明顯的優勢，因此，研究鈦微合金化熱軋TRIP鋼的組織與性能具有重要意義。

本工作針對一種鈦微合金化的熱軋TRIP鋼，從熱軋工藝角度出發，測定其連續冷卻條件下的相變曲線，并進行了系列熱軋實驗，研究不同軋制與冷卻工藝下實驗鋼組織與性能的演變規律，為熱軋TRIP鋼的生產工藝制定提供實驗依據。

1 實驗

實驗材料為設計并冶煉的一種含鈦的TRIP鋼，化學成分（質量分數／%，下同）為0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.27Mo，0.005 N，余量為鐵。

連續冷卻曲線的測定是在Formastor－FII全自動相變儀上進行，試樣尺寸為φ3mm×10mm的圓柱形試樣。首先，將試樣以10℃／s的速率升溫到1250℃，保溫5min，然后以10℃／s的冷卻速率冷卻至880℃，然后分別以0.2，0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷卻速率冷卻至室溫，記錄冷卻過程的熱膨脹曲線，繪制CCT曲線。

熱軋實驗在φ450mm實驗軋機上進行，坯料尺寸為85mm×85mm×110mm，經箱式加熱爐加熱到1200℃，保溫2h，利用熱軋試驗機軋成6mm厚鋼板，軋制規程：85mm→70mm→55mm→40mm（待溫）→29mm→21mm→16mm→12mm→9mm→7mm→6mm。采用兩階段待溫軋制：第一階段，終軋溫度為1050℃，中間待溫厚度為40mm；第二階段，開軋溫度為950℃，終軋溫度為800～880℃，空冷至650～700℃后，快速冷卻至400℃，保溫1h后空冷至室溫。

拉伸性能檢測是在CMT－5105電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為5mm／min。金相試樣經研磨、拋光后采用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后利用JEOL JXA－8530F掃描電子顯微鏡進行組織觀察與分析；通過制作薄膜試樣，利用TECNAI G2F20透射電子顯微鏡進行組織及析出物觀察與分析。

2 結果及分析

2.1 連續冷卻轉變曲線

圖1為實驗鋼在連續冷卻條件下的相變曲線。當冷卻速率在0.2～1℃／s時，實驗鋼先經過鐵素體相區，后經過貝氏體相區，其奧氏體／鐵素體相變溫度為500～650℃；當冷卻速率在1～2℃／s時，實驗鋼經過貝氏體相區；當冷卻速率在2～5℃／s時，實驗鋼先經過貝氏體相區，然后經過馬氏體相區，其Ms點在450℃左右；當冷卻速率大于5℃／s時，實驗鋼經過馬氏體相區。為了獲得合理的鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體／馬氏體組織的熱軋TRIP鋼組織，首先應在高溫段采用低冷卻速率，使實驗鋼產生一定量的鐵素體，然后，采用較寬冷卻速率在中溫段實現貝氏體相變，最后，在Ms點附近進行一定的保溫或等溫處理，有效控制殘余奧氏體／馬氏體的轉變量，進而保證其在室溫拉伸變形過程中產生TRIP效應。從CCT曲線來看，為了獲得鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體／馬氏體的熱軋TRIP鋼組織，在熱軋實驗中應精確控制其對應的鐵素體區間的冷卻速率和隨后的保溫溫度以及時間。

圖1 實驗鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested steels

2.2 熱軋工藝參數及力學性能

表1，2分別為實驗鋼熱軋工藝參數及對應的力學性能。圖2為不同空冷結束溫度下實驗鋼的力學性能隨終軋溫度的變化情況。對實驗鋼的強度來說，屈服強度Rt0.5和抗拉強度Rm均隨終軋溫度的升高而有所降低。對實驗鋼的伸長率A來說，當終軋溫度在850℃以下時，實驗鋼的伸長率變化幅度較小，當終軋溫度升高到880℃左右時，其伸長率有所降低。隨著空冷結束溫度的降低，實驗鋼的屈服強度有所較低，且降低幅度較大。當終軋溫度和空冷結束溫度分別為796℃和722℃時，實驗鋼的屈服強度、抗拉強度及強塑積（Rm·A）分別達到661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力學性能。

表1 實驗鋼的熱軋工藝參數Table1 The parameters of hot rolling for the tested steels

表2 實驗鋼的力學性能Table2 Mechanical properties of the tested steels

圖2 不同空冷結束溫度下終軋溫度對實驗鋼力學性能的影響（a）690～722℃；（b）652～659℃Fig.2 Influence of finish rolling temperature on mechanical properties of the tested steels under different air cooling end temperatures（a）690－722℃；（b）652－659℃

2.3 顯微組織分析

圖3為實驗鋼在不同軋制與冷卻工藝下的顯微組織。實驗鋼的組織均由鐵素體及貝氏體構成，隨著終軋溫度的降低，組織中鐵素體及貝氏體的晶粒尺寸變細，同時，鐵素體的量也有所增加。當終軋溫度和空冷結束溫度分別為880℃和700℃時，實驗鋼的組織主要為粗大的鐵素體和貝氏體，粗大的鐵素體和貝氏體降低了實驗鋼的伸長率。當空冷結束溫度降低到650℃左右時，實驗鋼的組織中鐵素體較為粗大，同時，存在一些粗大的馬氏體／奧氏體島，因此，實驗鋼的伸長率也有所降低。

圖3 實驗鋼在不同工藝下的掃描電鏡照片（a）1＃；（b）2＃；（c）3＃；（d）4＃；（e）5＃；（f）6＃Fig.3 Images of the tested steels under different processes（a）1＃ ；（b）2＃ ；（c）3＃ ；（d）4＃ ；（e）5＃ ；（f）6＃

表3為不同工藝條件下實驗鋼的組織構成及對應的體積分數。通過對殘余奧氏體的XRD分析，計算出對應殘余奧氏體的碳含量分別為1.22%，1.29%，1.10%，1.14%，1.18%，1.18%。當殘余奧氏體體積分數相對較大時，殘余奧氏體中碳含量則相應減小。結合表1，2可知，當終軋溫度和空冷結束溫度分別為796℃和722℃時，3＃實驗鋼的性能最佳，其對應的殘余奧氏體體積分數為18.1%，殘余奧氏體中碳含量為1.10%。從TRIP效應來看，當終軋溫度和空冷結束溫度分別為872℃和652℃時，4＃實驗鋼中殘余奧氏體體積分數為19%，殘余奧氏體中碳含量為1.14%，二者乘積最大，TRIP效應最強。

表3 不同工藝條件下實驗鋼的組織構成及對應的體積分數Table3 Microstructure and the corresponding volume fraction of the tested steels under different processes

圖4為3＃實驗鋼殘余奧氏體的透射電鏡照片。圖4（a），（c），（e）中的電子衍射花樣均是電子束沿奧氏體 ［110］晶帶軸入射得到的，圖4（b），（d），（f）中的電子衍射花樣都是電子束沿奧氏體［100］晶帶軸入射得到的。在實驗鋼中發現了大量各種形態分布的殘余奧氏體，從形狀來說，其主要有針狀、塊狀及顆粒狀；從分布位置來說，主要存在于鐵素體晶粒內、晶界處及貝氏體鐵素體板條間，貝氏體鐵素體板條間薄膜狀殘余奧氏體主要在貝氏體區等溫時形成，先形成的貝氏體板條會向板條間的奧氏體中排碳，碳原子富集到一定程度就會使這種薄膜狀的奧氏體穩定到室溫。實驗鋼在變形過程中，獲得了高強度和高塑性相匹配的良好力學性能，而這一過程中一定量穩定的殘余奧氏體起到了重要的作用，部分殘余奧氏體在變形時變成馬氏體產生硬化效果，同時也使應力松弛，從而有效抑制頸縮和界面空位的產生，對材料塑性的改善起到了至關重要的作用。

圖4 3＃實驗鋼殘余奧氏體的TEM照片（a），（b）顆粒狀殘余奧氏體；（c），（d）塊狀殘余奧氏體；（e），（f）針狀殘余奧氏體Fig.4 Images of retained austenite in 3＃tested steel（a），（b）granular retained austenite；（c），（d）massive retained austenite；（e），（f）needle retained austenite

圖5為3＃實驗鋼的透射電鏡組織及析出物照片。可以看出，實驗鋼中貝氏體主要以板條貝氏體為主，鐵素體晶粒尺寸較為細小均勻。同時，在鐵素體基體上存在大量的細小析出物。拉伸過程中，細小彌散的析出物有效釘扎位錯，使強度升高，因此，組織細化及析出強化有效提高了實驗鋼的力學性能。圖6為實驗鋼拉伸前后的XRD分析。可知，殘余奧氏體的（220），（311）峰在拉伸后降低或消失，說明在拉伸過程中發生了TRIP效應。

圖5 3＃實驗鋼透射電鏡和析出物照片（a）貝氏體；（b）鐵素體；（c）析出物Fig.5 Images and precipitate of 3＃tested steel（a）bainite；（b）ferrite；（c）precipitate

圖6 拉伸前后實驗鋼的XRD Fig.6 XRD patterns for the tested steels before and after tensile

總之，對熱軋鈦微合金化TRIP鋼來說，為了有效獲得一定量的鐵素體組織，可適當降低終軋溫度，促進鐵素體相變。采用有效的緩冷冷卻工藝，但緩冷終冷溫度過低容易導致鐵素體晶粒尺寸過大，對實驗鋼的力學性能不利。同時，在貝氏體區進行保溫處理，進而獲得鐵素體，貝氏體及一定量的殘余奧氏體組織，實現組織與性能的有效控制。

3 結論

（1）測定了含鈦TRIP鋼的連續冷卻轉變曲線。實驗鋼中奧氏體／鐵素體、奧氏體／馬氏體相變溫度大致為500～650℃和450℃左右。當冷卻速率較低時，實驗鋼經過鐵素體相變區；在較寬的冷卻速率范圍內，實驗鋼經過貝氏體及馬氏體相區。

（2）實驗鋼在不同軋制與冷卻工藝下均獲得了鐵素體，貝氏體及殘余奧氏體的熱軋TRIP鋼組織。隨著終軋溫度的升高，實驗鋼的屈服強度和抗拉強度有所降低；隨著空冷結束溫度的降低，實驗鋼的屈服強度降低幅度較大；當終軋溫度和空冷結束溫度分別為796℃和722℃時，實驗鋼的屈服強度，抗拉強度和強塑積分別為661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力學性能。其組織為細小的鐵素體及板條貝氏體，鐵素體基體上存在大量細小的析出物，有效提高了實驗鋼的性能。

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