連退工藝對TRIP780相變誘導塑性鋼組織性能的影響

摘要：TRIP780相變誘導塑性鋼（以下簡稱TRIP780鋼）兼具高強度和高延伸性能，已成為目前汽車行業廣泛應用的高強鋼材料。文章研究了TRIP780鋼在不同均熱溫度、保溫時間、時效溫度及時效時間條件下的各相體積分數、形貌特征及力學性能，旨在為實際生產提供理論支持。研究結果表明：均熱溫度的提升會導致實驗鋼中貝氏體體積分數降低，再結晶組織多，殘余奧氏體含量上升且主要沿晶界處分布，并且在不同均熱溫度下均無明顯織構；延長均熱時間會增加貝氏體含量，而時效溫度的變化對組織無明顯影響；調整冷卻速度會改變顯微組織的尺寸及相變類型；在均熱溫度為790 ℃、保溫時間為120 s、過時效溫度為420 ℃、過時效時間為180 s的條件下，TRIP780鋼可獲得最優的綜合力學性能。

關鍵詞：TRIP780鋼；連退工藝；力學性能；微觀組織

中圖分類號：TG156；TB331；U465.11" " "文獻標識碼：A" " "文章編號：1674-0688（2024）11-0088-06

0 引言

隨著汽車行業對汽車輕量化和節能減排需求的日益提高，汽車制造商正越來越多地采用高強度鋼材作為解決方案，旨在有效減輕汽車重量，進而顯著提升燃油效率和碰撞安全性［1］。高強度鋼具有較高的強度-重量比，能在確保結構支撐的同時減輕車身重量。其中，TRIP鋼（相變誘導塑性鋼）作為一種超高強度鋼，通過鋼組織中的馬氏體相變過程實現塑性的提升。這種鋼材兼具高強度和高延伸性，適用于沖制形狀復雜的零件，并且具備高碰撞吸收能力，能在發生碰撞時通過自身形變吸收能量，防止能量向外傳遞［2］。熱軋TRIP鋼在加工過程中對溫度的控制較為嚴苛，需確保其長度和寬度上的溫度均勻性，以減小力學性能差異。針對熱軋TRIP鋼的控制冷卻工藝，研究者們開展了深入探索及實驗驗證：趙日東等 ［3］通過理論計算、工藝設計和模擬試驗，研究了700 MPa級熱軋TRIP鋼的控制冷卻工藝，得出了優化的冷卻工藝參數、顯微組織特征及力學性能表現；侯曉英等［4］ 利用“TRIP效應”（相變誘導塑性效應）解決了強度與塑性同步提高的難題，開發出1 GPa級TRIP型BF鋼（相變誘導塑性鐵貝氏體系體鋼），并探討了不同組織調控下的微觀形貌和強塑性機制。相比之下，冷軋TRIP鋼生產線更為復雜，工藝參數的精確選擇對獲得優良的綜合性能至關重要。程麗群等［5］設計了2種不同碳含量的Fe-Mn-Si系熱軋汽車用鋼板，對比了傳統淬火—回火（Q—T）與新型淬火—分配—回火（Q—P—T）工藝對鋼板顯微組織和力學性能的影響；杜一飛［6］等探討了不同微合金元素對TRIP鋼性能的改善作用，以及添加Nb、V、Ti后的熱處理工藝變化，并研究了高強塑積汽車鋼板的熱處理工藝及其力學性能。基于前人的研究成果，本文進一步探索不同均熱溫度對TRIP780鋼各相體積分數、相形貌特征的影響，以及這些變化對力學性能起到的作用，旨在為實際生產提供理論指導。

1 實驗材料和方法

實驗材料經由小爐冶煉制備，經歷冶煉、熱軋及冷軋流程。具體而言，首先鑄錠在1 200 ℃下保溫2 h，隨后熱軋至4 mm的厚度，開軋溫度為1 120 ℃，終軋溫度為900 ℃。熱軋后的板材經鹽酸酸洗處理，再冷軋至1.5 mm的厚度，此時的壓下率達到62.5%。其次將冷軋板裁切成尺寸為200 mm×80 mm的鋼板，并采用CAS-200模擬退火實驗機進行熱處理。熱處理流程為單片帶鋼試樣剪切與清洗→試樣裝夾→熱電偶焊接→退火工藝設定→保護氣氛調節→自動執行退火與冷卻→數據采集。

拉伸試樣與金相試樣，可以采用線切割技術從退火后的板材上截取。研磨試樣的縱斷面至1 500目細度，隨后進行機械拋光，并使用體積分數為4%的硝酸酒精進行腐蝕處理。在場發射電子顯微鏡（SEM）下觀察材料微觀形貌，并進行電子背散射衍射分析（EBSD），以獲取殘余奧氏體的尺寸及晶界信息，分析時的放大倍數設定為3 000倍，掃描步長設定為0.085[ μ]m。在10 t萬能試驗機上完成拉伸試驗，采用A50 mm標距，拉伸速率設定為2 mm/min。

2 實驗結果與分析

2.1 均熱溫度對組織性能的影響

實驗鋼在不同均熱溫度下的微觀組織形態見圖1。經過觀察發現，這些組織主要由鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體構成。當均熱溫度設定為較低的760 ℃時，實驗鋼的組織形態較為模糊，這是因為溫度條件不足且保溫時間較短，導致冷軋過程中遺留的部分纖維組織未能完全再結晶。在此條件下，貝氏體主要表現為粒狀，其邊緣分布著亮白色的殘余奧氏體。值得注意的是，隨著均熱溫度的上升，殘余奧氏體的體積分數呈現增長趨勢。鐵素體的形態多樣，主要為不規則狀或塊狀。隨著溫度的降低，碳元素在鐵素體和奧氏體之間擴散，并傾向于在界面處聚集，尤其是在奧氏體中。然而，受冷軋過程及初始組織狀態的影響，碳的分布并不均勻。碳的濃度變化對奧氏體的穩定性具有重要影響：不穩定的奧氏體在經歷時效溫度保溫后，易轉變為貝氏體；而穩定的奧氏體因不易發生相變而被保留下來，形成殘余奧氏體。因此，均熱溫度的差異會影響碳元素的擴散速率，進而間接影響殘余奧氏體的形態與分布，最終對材料的性能產生影響［7-9］。

實驗鋼在不同均熱溫度下的襯度對比及殘余奧氏體分布情況見圖2。由圖2可知，大尺寸且呈現不同灰度的塊狀組織為鐵素體，圖中黑色區域因承受較大應力而被識別為貝氏體或馬氏體，殘余奧氏體大部分分布于晶界附近，形態呈膜狀；同時，也有少量殘余奧氏體分布于晶內部。

不同兩相區均熱溫度下實驗鋼組織中貝氏體和殘余奧氏體的體積分數見表1。其中，IAT代表兩相區均熱溫度，[φB]代表貝氏體或馬氏體的體積分數，[φRA]代表殘余奧氏體的體積分數。實驗鋼在不同均熱溫度下殘余奧氏體晶粒的尺寸分布見圖3。通過觀察發現，隨著兩相區均熱溫度的提升，殘余奧氏體含量呈現增長趨勢，而貝氏體或馬氏體的含量則相應減少。就殘余奧氏體的尺寸而言，當兩相區均熱溫度為760 ℃時，其等效直徑范圍為0.1～1.90 μm；均熱溫度升至790 ℃時，等效直徑范圍縮小至0.1～1.56 μm；均熱溫度進一步提升至820 ℃時，等效直徑范圍繼續減小至0.1～1.46 μm。通過計算分析得知，隨著兩相區溫度的提升，殘余奧氏體的平均晶粒尺寸呈現先減小后增大的趨勢。這一現象的出現可能是因為在760 ℃的兩相區溫度下，殘余奧氏體分布不均勻，大尺寸與小尺寸的殘余奧氏體都很多；而當兩相區均熱溫度為790 ℃和820 ℃時，殘余奧氏體則呈現出更為均勻的梯度分布。

EBSD統計的殘余奧氏體體積分數較低，這可能是由于在統計過程中，EBSD技術忽略了部分表面區域或相間的細小晶粒所致。為了更準確地統計宏觀殘余奧氏體體積分數，本研究采用XRD（X射線衍射）方法進行檢測。

組織的改變最終會對力學性能產生影響。實驗鋼在不同兩相區均熱溫度下的力學性能變化見表2。通過觀察發現，隨著兩相區均熱溫度的升高，實驗鋼的屈服強度有所下降，抗拉強度呈現先略有上升后下降的趨勢，而塑性則有所增強。具體而言，當兩相區均熱溫度為760 ℃ 時，實驗鋼的屈服強度為430.5 MPa，抗拉強度為863.8 MPa，延伸率為22.8%；當該溫度提升至790 ℃時，屈服強度下降至425 MPa，抗拉強度略微上升至872.3 MPa，延伸率提高至25.6%；當該溫度進一步升高至820 ℃ 時，屈服強度和抗拉強度均明顯下降，分別降至401 MPa和836.4 MPa，而延伸率則上升至28.5%。

對于常規鋼種而言，鋼板的強度和塑性通常存在相互制約的關系，即強度的提升往往伴隨著塑性的降低。然而對于本實驗鋼觀察到不同的趨勢，當兩相區均熱溫度為760 ℃時，由于實驗鋼中存在較多的未再結晶組織（主要為冷軋過程中殘余的變形鐵素體），這些組織提高了鋼板的整體強度。當均熱溫度升至790 ℃時，未再結晶組織顯著減少，導致鋼板的屈服強度略有下降。對于抗拉強度，作為材料強度的上限指標，此時由于殘余奧氏體體積分數增加且分布更加均勻，TRIP效應更為明顯，因此鋼板的抗拉強度和延伸率均得到提升。當均熱溫度進一步升高至820 ℃時，雖然殘余奧氏體體積分數的增加促進了延伸率的提升，但是貝氏/馬氏體（B/M）含量的減少導致鋼板的強度大幅下降。貝氏體含量的減少主要是退火過程中溫度升高加速了顯微組織的回復和擴散過程，降低了形成貝氏體的驅動力。

2.2 過時效溫度對組織性能的影響

實驗鋼在不同過時效溫度下的微觀組織形貌見圖4。通過觀察發現，實驗鋼的微觀組織主要由鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體構成。過時效溫度的變化對貝氏體的形態及體積分數產生了顯著的影響。隨著過時效溫度的升高，貝氏體的形態逐漸由板條狀轉變為粒狀，最終轉變為塊狀。貝氏體邊緣伴有明顯的亮白色薄片，這些薄片為殘余奧氏體，它們以膜狀分布在貝氏體鐵素體的邊界區域，同時也有部分分布于晶粒內部。隨著過時效溫度的升高，殘余奧氏體的含量呈現增長趨勢，而鐵素體則主要呈現出不規則狀或塊狀形態。

不同過時效溫度下的襯度對比及殘余奧氏體分布圖見圖5。由圖5可知，大尺寸且灰度不同的塊狀組織為鐵素體，黑色區域因應力較大而被識別為貝氏體或馬氏體。殘余奧氏體主要分布于晶界附近，呈膜狀形態，同時也有少量分布于晶粒內部。

實驗鋼在不同過時效溫度下試驗鋼中貝氏體和殘余奧氏體的體積分數見表3。其中，OAT代表過時效溫度，[φB]代表貝氏體的體積分數，[φRA]代表殘余奧氏體的體積分數。通過觀察發現，隨著過時效溫度的提升，殘余奧氏體含量逐漸上升，而貝氏體的體積分數則相應減小。實驗鋼在不同過時效溫度下的殘余奧氏體晶粒的尺寸分布見圖6，當過時效溫度為400 oC時，殘余奧氏體的等效直徑范圍為0.1～1.28 μm；當該溫度升至440 oC時，等效直徑范圍擴大至0.1～1.48 μm。這表明，隨著過時效溫度的提升，殘余奧氏體的平均晶粒尺寸有所增大。這一現象可歸因于在相同的兩相區均熱溫度下，過時效溫度的提升導致過冷度減少，進而降低了貝氏體形成的驅動力，減少了奧氏體的轉變率，最終使得殘余奧氏體含量增加。同時，過時效溫度對殘余奧氏體的分布未產生明顯影響，但其等效平均尺寸由0.344 μm增大至0.405 μm。

實驗鋼的力學性能與過時效溫度的變化關系見表4。由表4可知，隨著過時效溫度的提升，實驗鋼的屈服強度和抗拉強度均呈現上升趨勢，而塑性則呈現先增加后減少的趨勢。具體而言，當過時效溫度為400 oC時，實驗鋼的屈服強度為420 MPa，抗拉強度為865.7 MPa，延伸率為24.7%；當溫度升至420 oC時，屈服強度提升至425 MPa，抗拉強度提升至872.3 MPa，延伸率為25.6%；然而，當溫度進一步提高至440 oC時，雖然屈服強度和抗拉強度繼續提升至427 MPa和887.4 MPa，但是延伸率卻大幅下降至22.5%。

結合組織特征分析實驗鋼的性能變化發現，當過時效溫度為440 oC時，相對于400 oC，雖然再結晶組織的體積分數大幅增大，但是其分布較為集中，導致軟硬相分布不均勻，進而使得材料塑性有所下降。此外，當過時效溫度為440 oC時，貝氏體的形態主要為塊狀，相較于粒狀貝氏體，其塑性也降低。從強塑積的角度來看，當過時效溫度為420 oC時的性能表現最佳，主要是因為此時的再結晶組織體積分數適中，并且貝氏體形態為粒狀，鋼材有利于獲得良好的綜合力學性能。

2.3 兩相區配分時間對組織性能的影響

實驗鋼在不同兩相區配分時間下的微觀組織形貌見圖7。通過觀察發現，實驗鋼的微觀組織主要由鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體構成。鐵素體的形態主要表現為塊狀或不規則形狀，而貝氏體則以粒狀形式分布在鐵素體的邊界處。貝氏體的邊緣呈現出亮白色特征，這是殘余奧氏體的典型表現，它們以膜狀形式存在。利用Image-pro軟件進行統計分析，可以區分出軟硬相組織。其中，凹陷的部分為鐵素體，凸出的部分為貝氏體或殘余奧氏體。

試驗鋼在不同兩相區保溫時間下貝氏體和殘余奧氏體的體積分數見表5。表5中的數據顯示，隨著兩相區保溫時間的延長，貝氏體的體積分數不斷升高，而鐵素體的體積分數則相應下降。當兩相區保溫時間為90 s時，貝氏體的體積分數為40.79%；當兩相保溫時間為120 s時，貝氏體的體積分數為44.86%；當兩相區保溫時間延長至150 s時，貝氏體的體積分數已上升至55.68%。

實驗鋼在不同兩相區保溫時間下的力學性能見表6。表6中的數據顯示，隨著保溫時間的增加，實驗鋼的屈服強度和抗拉強度均呈現上升趨勢，而塑性則有所下降。當過保溫時間為90 s時，實驗鋼的屈服強度為412 MPa，抗拉強度為831.2 MPa，延伸率為26.7%；當保溫時間提高至120 s時，屈服強度上升至425 MPa，抗拉強度上升至872.3 MPa，延伸率略降至25.6%；當保溫時間增加至150 s時，屈服強度和抗拉強度繼續上升，分別達到426 MPa和884 MPa，但延伸率則大幅下降至23.1%。

結合組織特征分析實驗鋼的性能變化發現，隨著兩相區保溫時間的延長，保溫過程中奧氏體的生成體積分數逐漸增大。由于實驗鋼的碳總量保持不變，保溫時間的增加促進了碳的均勻擴散。同時，奧氏體體積分數的提升導致單位體積內奧氏體的碳含量相應降低。奧氏體的穩定性與其碳濃度密切相關，因此在隨后的過時效保溫階段，生成的貝氏體體積會增大。貝氏體作為組織中的硬相，其含量的增加會提升鋼材的最終強度；而鐵素體作為軟相，其含量的減少則會導致鋼材的最終塑性有所降低。

2.4 過時效時間對組織性能的影響

實驗鋼在不同過時效配分時間下的微觀組織形貌見圖8。通過觀察發現，實驗鋼的微觀組織主要由鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體構成。鐵素體主要呈塊狀或不規則形狀，而貝氏體則以粒狀形態分布在鐵素體的邊界處。貝氏體的邊緣呈現亮白色，這是殘余奧氏體的典型特征，它們以膜狀形式存在。

實驗鋼在不同過時效配分時間下的力學性能數據見表7。由表7中的數據可見，隨著過時效配分時間的增加，實驗鋼的強度和塑性均未發生明顯變化。當過時效配分時間為180 s時，實驗鋼的屈服強度為425 MPa，抗拉強度為872.3 MPa，延伸率為25.6%；而當過時效配分時間延長至360 s時，實驗鋼的屈服強度略上升至427 MPa，但抗拉強度略下降至865.9 MPa，延伸率則保持在25.3%左右。由此可見，過時效配分時間的延長對實驗鋼的性能未產生顯著影響。

結合組織特征分析實驗鋼的性能變化發現，貝氏體的轉變孕育期相對較短，當過時效配分時間達到90 s時，貝氏體的轉變已基本完成。隨著過時效配分時間的進一步延長，貝氏體的轉變量并未發生明顯變化。這一觀察結果與之前采用膨脹相變儀獲得的實驗結果相一致。

2.5 冷卻速度對組織的影響

兩相區冷卻至貝氏體轉變區的冷卻速度主要影響相變過程及不同組織對晶粒尺寸的作用。當冷卻速度為1 oC/s時，組織中形成珠光體和鐵素體，鐵素體的形態基本為等軸狀，表明晶粒已經歷了充分的回復和再結晶過程。冷卻速度提升至2 oC/s時，組織包含鐵素體、珠光體及部分貝氏體，此時鐵素體依然保持等軸狀，而貝氏體則以塊狀或粒狀形態出現，并可能通過長大過程形成塊狀結構。隨著冷卻速度的進一步提升，晶粒尺寸明顯變小，珠光體消失，組織以鐵素體和貝氏體為主，同時晶粒中開始出現變形態鐵素體。此外，在貝氏體邊緣還可以觀察到亮白色區域，推測為殘余奧氏體。

實驗鋼的硬度隨冷卻速度的變化而發生變化的情況見表8。硬度在一定程度上能夠反映實驗鋼的強度，可通過維氏硬度儀進行測定。測定結果顯示，隨著冷卻速度的提升，樣品的硬度持續上升。冷卻速率為1 oC/s時，樣品硬度為230.5；當冷卻速度為2 oC/s時，硬度達到252.2；冷卻速度達到8 oC/s時，硬度增至338.1；冷卻速度達到16 oC/s時，硬度達到425.7，此時組織主要為貝氏體和鐵素體，性能表現較佳；冷卻速度進一步提升至32 oC/s，硬度達到439.5。結合常見組織的維氏硬度值，可以認為在冷卻速度為16 oC/s時，實驗鋼的組織構成使其性能達到較優水平。

臨界退火之后，通常需要執行一定的冷卻速度，以防止珠光體的形成。對于TRIP鋼而言，珠光體的生成會大量消耗碳元素，從而導致殘余奧氏體中的碳濃度顯著下降。在隨后的組織轉變過程中，這種低碳濃度的殘余奧氏體更容易轉變為貝氏體或馬氏體，進而嚴重削弱TRIP鋼的綜合性能。綜合考慮硬度和組織特征，可以推測在臨界退火之后，冷卻速度需保持在16 oC/s以上。

3 結論

（1）在不同均熱溫度（760 ℃、790 ℃、820 ℃）下進行退火處理時，通過EBSD分析發現，隨著均熱溫度的升高，貝氏體體積分數逐漸減小，再結晶組織逐漸增多，同時，殘余奧氏體含量也隨之增加，并且主要分布于晶界區域。在所有均熱溫度下，均未發現明顯的織構形成。

（2）研究了不同兩相區配分時間、不同過時效時間及冷卻速度對組織的影響。結果表明：延長均熱時間會增加貝氏體的含量，而過時效溫度的變化對組織無明顯影響。冷卻速度的變化會導致顯微組織的尺寸以及相變類型發生變化。

（3）TRIP780實驗鋼的力學性能受均熱溫度的影響最為顯著。均熱溫度的升高會導致實驗鋼強度提升，但塑性降低。過時效溫度的提高則會引起塑性的大幅下降。均熱時間的延長同樣會使實驗鋼強度提升而塑性降低。相比之下，過時效時間對力學性能的影響較小。在均熱溫度為790 ℃、保溫時間為120 s、過時效溫度為420 ℃、過時效時間為180 s的條件下，實驗鋼可以獲得最優的綜合力學性能。

4 參考文獻

［1］張欣，葉琳，馮薇麗，等.輕量化材料在商用車白車身的應用［J］.汽車實用技術，2022，47（15）：195-198.

［2］汪淼，張聰，胡鋒，等.相變誘導塑性汽車用鋼的發展現狀與趨勢［J］.鋼鐵研究學報，2016，28（8）：1-7.

［3］趙日東，黃華貴，陳雷，等.700 MPa級熱軋TRIP鋼的控制冷卻工藝模擬及試驗［J］.材料熱處理學報，2022，43（1）：175-183.

［4］侯曉英，孫衛華，金光宇，等.1 GPa級TRIP型BF鋼的組織調控和強塑性機制［J］.材料研究學報，2020（10）：793-800.

［5］程麗群，宋凌鵬.高強塑積汽車鋼板的熱處理工藝與力學性能研究［J］.上海金屬，2021（4）：56-62.

［6］杜一飛，黎旺，田亞強.Nb、V、Ti微合金化在汽車用TRIP鋼中的應用進展［J］.金屬熱處理，2019（8）：50-59.

［7］吳靜，董欣欣，劉麗萍.退火工藝對TRIP980冷軋鋼板顯微組織和力學性能的影響［J］.金屬熱處理，2020，45（12）：102-105.

［8］姜英花，鄺霜.熱處理工藝對相變誘發塑性鋼組織和性能的影響［J］.上海金屬，2018，40（5）：52-54.

［9］余萬華，陳家龍，陳蘇冬，等.連續退火工藝對TRIP780鋼組織與性能的影響［J］.材料熱處理學報，2016，37（9）：112-117.