含Ti系TRIP鋼靜態(tài)CCT曲線測定及分析

王 樂

1 前言

TRIP鋼兼具高強度和高塑性，碰撞吸能效果好，可減輕車身重量、降低油耗［1-2］。與傳統(tǒng)汽車鋼板比較，TRIP鋼板制造的汽車零部件能減重約12%，車重減輕10%［3］。TRIP鋼板通常有熱軋和冷軋兩種，前者通過熱軋控冷來獲得多邊形鐵素體、片狀（或板條狀）貝氏體及殘余奧氏體多相組織；后者則通過冷軋后進行臨界加熱、貝氏體等溫淬火的熱處理方法控制多相組織的形成（通常在連續(xù)退火爐中進行）［4］。

本研究主要探討1 000 MPa以上級、超高強塑積的含Ti系TRIP試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為，根據(jù)不同的工藝需求測定試驗鋼的靜態(tài)CCT曲線，確定試驗鋼在無變形條件下的馬氏體形成臨界冷速以及馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間（即Ms點與Mf點），分析不同冷速對室溫金相組織的影響規(guī)律，以期對實際冷軋熱處理工序中的冷卻制度和淬火溫度窗口的制定提供理論指導。

2 試樣制備與試驗方法

試驗鋼的主要化學成分見表1。

表1 試驗鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）%

試驗鋼經(jīng)真空感應電爐熔煉后鑄造成200 kg的鑄錠，然后鍛造成橫截面尺寸為60 mm×60 mm的鍛坯，加熱至1 200℃并保溫2 h后，使用實驗室Φ450熱軋機，經(jīng)6道次軋成5 mm厚的板坯。于板坯中部沿軋向取材，機械加工成Φ3 mm×10 mm且一端帶有Φ2 mm×2 mm小孔的相變儀試驗用試樣。所用試驗設備為Formastor-F全自動相變儀。

為實現(xiàn)完全奧氏體化，將試樣以10℃/s的速度加熱到1 000℃保溫180 s，然后分別以0.5～40℃/s的冷速冷卻到室溫，記錄冷卻過程中的熱膨脹曲線。利用高頻電火花線切割將所得試樣沿軸向切開，研磨拋光，再用4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用LEICA-DMIRM多功能金相顯微鏡觀察試樣的光學顯微組織，配合JXA-8530F型電子探針做高倍金相觀察，確定相組成后繪制出靜態(tài)CCT曲線。

3 試驗結(jié)果及分析

3.1 CCT曲線

采用切線法對熱膨脹曲線進行分析處理，其理論依據(jù)如下：同一種結(jié)構(gòu)的相，在隨著溫度升高發(fā)生熱膨脹效應時，其熱膨脹率是一定的；當發(fā)生相變時，熱膨脹率發(fā)生變化，且高溫相比低溫相的熱膨脹率大。因此，膨脹曲線發(fā)生斜率改變的點即為相變開始或結(jié)束點。同時結(jié)合金相分析結(jié)果，確定相變類型和相變點。最后以溫度為縱坐標、時間對數(shù)為橫坐標，將相同性質(zhì)的相變開始點和相變終止點分別連成曲線，并標明最終的組織，從而得到試驗鋼靜態(tài)CCT曲線如圖1所示。其中，Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始點；Mf為馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束點；Ac1、Ac3為冷卻時的實際臨界溫度；冷卻曲線最下端數(shù)字為對應冷速。

圖1 試驗鋼靜態(tài)CCT曲線

由此靜態(tài)CCT曲線可知，試驗鋼的相變類型從高溫到低溫依次是鐵素體相變（A→F）、珠光體相變（A→P）、貝氏體相變（A→B）和馬氏體相變（A→M）。測得試驗鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度（Ms點）為343℃，馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度（Mf點）為204℃，且馬氏體轉(zhuǎn)變線右端降低。這是由于先共析鐵素體的析出和貝氏體的轉(zhuǎn)變使得周圍奧氏體富碳所致［5］；臨界轉(zhuǎn)變溫度Ac1=698℃、Ac3=902℃。可以看出，由于試驗鋼中碳的質(zhì)量分數(shù)與共析成分點相差較大，故僅在較低冷速（2℃/s以下）有珠光體生成，即珠光體析出線及珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)（A→P）僅在CCT曲線上占據(jù)較小的區(qū)域。當冷速＜1℃/s時，奧氏體中只析出鐵素體和發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為F+P；當冷速為1～2℃/s時，室溫得到的組織為F+P+B+M；當冷速為2～5℃/s時，珠光體完全消失，室溫得到的組織為F+B+M；當冷速為5～10℃/s時，已觀察不到鐵素體，此時室溫組織為B+M；當冷速為10～40℃/s時，認為貝氏體已基本消失，此時只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，室溫組織為全馬氏體。

3.2 顯微組織分析

不同冷速下得到的試樣光學顯微組織如圖2所示，其對應的二次電子形貌如圖3所示。

圖2 不同冷速下試驗鋼的光學顯微組織

圖3 不同冷速下試驗鋼顯微組織的二次電子形貌

由圖2a可知，0.5℃/s的冷速下試驗鋼金相組織主要為白色塊狀的先共析鐵素體和黑色多邊形珠光體；對應的二次電子形貌（圖3a），上凸呈條紋狀的相為珠光體，下凹呈完整的不規(guī)則塊狀的相為鐵素體。另外，在少部分珠光體塊中還存在小島狀鐵素體。

當冷速增加到1℃/s時，由圖2b可知，金相組織由4種相構(gòu)成，即白色的塊狀鐵素體、灰黑色基體上零星分布的白色島狀貝氏體、少量的黑色塊狀珠光體和極少的尺寸在10μm以下的灰色塊狀馬氏體；從對應的二次電子形貌（圖3b）可進一步看出，貝氏體的形貌應屬于上貝氏體。

隨著冷速繼續(xù)加大，鐵素體和珠光體含量開始迅速減少；冷速達到2℃/s（圖2c和圖3c）時，貝氏體的轉(zhuǎn)變開始溫度最高約為480℃；此時珠光體含量極少，可認為已接近珠光體轉(zhuǎn)變的臨界冷速。圖2a～圖2c表明，生成的鐵素體晶粒越來越細小，這是由于鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閿U散型相變，隨著冷卻速度加快、過冷度的增加，促進了鐵素體的形核，高的形核密度抑制了鐵素體晶粒的長大［6］。

冷速增加到5℃/s（圖2d和圖3d）時，貝氏體呈典型的羽毛狀，為上貝氏體；結(jié)合熱膨脹曲線分析，此時鐵素體已基本消失。

在10℃/s冷速下（圖2e和圖3e），貝氏體含量變得極少，可認為此冷速已接近貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速。

由圖2f、圖2g、圖2h和圖3f、圖3g、圖3h可知，當冷速＞15℃/s時，所得到的組織已經(jīng)為全馬氏體，且馬氏體板條逐漸變細。

因此，合適控制冷卻工藝是試驗鋼獲得目標組織的必要條件。

結(jié)合試驗結(jié)果可進一步確定，由于此含Ti系TRIP試驗鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度Ac1=698℃、Ac3=902℃，結(jié)合工業(yè)退火爐的加熱能力，在冷軋試制過程中該成分TRIP鋼必須選擇在兩相區(qū)退火處理；可根據(jù)退火溫度調(diào)節(jié)臨界區(qū)鐵素體與初始奧氏體的比例，使初始奧氏體中的碳得到一定程度的富集，以便獲得TRIP效應所必需的、較為穩(wěn)定的殘余奧氏體。室溫下為得到合理比例的高塑性的鐵素體、高強度的馬氏體和殘余奧氏體混合組織，還應在高溫段采取較低的冷卻速率，使試驗鋼繼續(xù)產(chǎn)生一定量的先析鐵素體軟相組織，隨后再保證中心部位以10℃/s以上的冷速淬火，淬火溫度（一次快冷溫度）可取204～343℃（此溫度區(qū)間即為熱處理工序的淬火工藝窗口），以得到適量的馬氏體及殘余奧氏體硬相組織。

4 結(jié)論

4.1 采用熱膨脹法測定了某含Ti系TRIP鋼的靜態(tài)CCT曲線，其相變類型從高溫到低溫依次是鐵素體相變、珠光體相變、貝氏體相變和馬氏體相變；試驗鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度Ac1=698℃、Ac3=902℃，Ms=343℃、Mf=204℃。

4.2 在試驗范圍內(nèi)完全奧氏體后，冷速低于1℃/s時，試驗鋼僅發(fā)生鐵素體和珠光體相變；加快冷速后，逐漸發(fā)生貝氏體和馬氏體相變；冷速超過10℃/s時，認為貝氏體已基本消失，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，室溫組織為全馬氏體。

4.3 根據(jù)試驗結(jié)果，試驗鋼在冷軋試制過程中，可選擇在兩相區(qū)退火處理，根據(jù)退火溫度調(diào)節(jié)臨界區(qū)鐵素體與初始奧氏體的比例；室溫下為得到合理比例的鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體混合組織，應在高溫段采取較低的冷卻速率，使試驗鋼繼續(xù)產(chǎn)生一定量的軟相鐵素體，然后再以10℃/s以上的冷速淬火，淬火溫度（一次快冷溫度）可取204～343℃，以得到適量的硬相馬氏體及殘余奧氏體。

［1］ 馬海，張字光，趙愛民，等.C—Mn—Al系TRIP鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變及組織研究［J］.材料熱處理技術(shù)，2010，39（6）：14-16.

［2］ 閆翠，李麟，符仁鈺，等.TRIP鋼的研究進展［J］.上海金屬，2008，30（4）：40-44.

［3］ 侯曉英.熱軋及冷軋快速退火低硅含磷TRIP鋼組織性能研究［D］.沈陽：東北大學，2012.

［4］ 張迎暉，康永林，于浩，等.C-Si-Mn系TRIP鋼連續(xù)冷卻過程相變研究［J］.機械工程材料，2005，29（12）：4-6.

［5］ 李紅英，丁常偉，張希旺，等.16MnR鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT圖）［J］.材料科學與工程學報，2007，25（5）：727-730.

［6］ Thompson M,Ferry M,Manohar P A.Simulation of hot-band microstructure of C-Mn steelsduring high speed cooling［J］.ISIJ International，2001，41（4）：891-899.