表 1TRIP700化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）
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本鋼技術(shù)研究院, 遼寧 本溪 117000
近年來，汽車制造業(yè)發(fā)展迅速，制造商要求汽車用鋼在保證高強(qiáng)度的基礎(chǔ)上又具有良好的塑性，相變誘導(dǎo)塑性鋼因其具有較高的強(qiáng)塑積綜合指標(biāo)而進(jìn)入了汽車用鋼研發(fā)者的視線。
相變誘導(dǎo)塑性鋼，即TRIP鋼（Transformation Induced Plasticity Steel），室溫時(shí)由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及馬氏體等多相組織組成[1]。傳統(tǒng)C-Si-Mn系TRIP鋼工藝已逐漸成熟，Si作為主要元素對(duì)發(fā)揮TRIP效應(yīng)起著重要的作用，但是較高的Si含量會(huì)惡化鋼板表面涂覆性能，而Al元素在不影響鋼板表面質(zhì)量的前提下，同樣具有抑制碳化物析出、提高殘余奧氏體穩(wěn)定性的作用[2]，研究用Al代替Si對(duì)于提高汽車用TRIP鋼表面質(zhì)量和促進(jìn)高鋁TRIP鋼工業(yè)化大生產(chǎn)具有一定指導(dǎo)意義。TRIP鋼冷軋退火工序主要由兩相區(qū)退火和貝氏體等溫退火兩部分組成，而貝氏體等溫退火工藝對(duì)保證TRIP效應(yīng)具有非常重要的影響。因此，本文以700 MP級(jí)的高鋁TRIP鋼為例，研究不同的貝氏體等溫處理工藝對(duì)組織和性能的影響規(guī)律。
1. 實(shí)驗(yàn)材料及方法
1.1 實(shí)驗(yàn)材料
實(shí)驗(yàn)材料為700 MPa級(jí)別的C-Mn-Al系冷軋TRIP鋼，材料經(jīng)本鋼煉鋼、熱軋工序，然后在冷軋廠經(jīng)≥55%的壓下率軋制成規(guī)格1.2 mm× 1300 mm的板材，最后在熱模擬實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行連續(xù)退火工藝熱模擬實(shí)驗(yàn)，根據(jù)熱模擬實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)結(jié)果指導(dǎo)工業(yè)化大生產(chǎn)。TRIP700的化學(xué)成分見表1。
1.2 實(shí)驗(yàn)方法
熱模擬實(shí)驗(yàn)中，在冷軋連續(xù)退火工序首先采用相同的兩相區(qū)退火溫度780～830 ℃，經(jīng)過大約113 s的保溫時(shí)間，以>24 ℃/s的速度快速冷卻，然后進(jìn)行貝氏體等溫退火實(shí)驗(yàn)，根據(jù)生成貝氏體理論研究和類似鋼種生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)，確定實(shí)驗(yàn)溫度分為4級(jí)，分別為390、410、430和450 ℃，經(jīng)過≥320 s的保溫后，以≥3.5 ℃/s的速度最終冷卻至室溫。根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)要求制備試樣后，由檢測(cè)部門采用掃描電子顯微鏡對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行顯微組織觀察。
2. 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 顯微組織
圖1為四種貝氏體等溫處理工藝對(duì)應(yīng)的金相組織照片。圖1中呈不規(guī)則形狀分布的深灰色大塊組織為鐵素體，其組織比例最多，其次呈島狀分布的銀白色組織為馬氏體、殘余奧氏體。呈點(diǎn)、線狀分布的墨黑色組織為貝氏體，馬奧島組織一般分布于鐵素體和貝氏體的交界處，貝氏體組織則主要分布在鐵素體晶粒的邊界。
2.2 力學(xué)性能
表2是相變誘導(dǎo)塑性鋼TRIP700各相體積分?jǐn)?shù)和對(duì)應(yīng)力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果。圖2是四種貝氏體轉(zhuǎn)變溫度與抗拉強(qiáng)度、延伸率值對(duì)應(yīng)關(guān)系。
2.3 討論分析
由表2可知，隨著貝氏體等溫處理溫度的提高，鐵素體含量不斷升高，貝氏體+馬氏體+奧氏體的含量不斷減少；與組織特點(diǎn)相對(duì)應(yīng)，力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果顯示，隨時(shí)貝氏體等溫處理溫度的升高，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度呈降低趨勢(shì)，但延伸率呈現(xiàn)先升高再降低的特點(diǎn)。
根據(jù)貝氏體轉(zhuǎn)變曲線的理論研究可知，在400 ℃附近貝氏體孕育期較短、生成速度較快，由表2可以看出，在390～430 ℃范圍內(nèi)，貝氏體轉(zhuǎn)變量較大，無碳貝氏體的生成有利于碳向殘余奧氏體中擴(kuò)散和充分富集，在此溫度范圍內(nèi)，殘余奧氏體中的碳含量較高，430 ℃時(shí)最高達(dá)到了1.41%，較高的碳含量可以有效地保證殘余奧氏體的穩(wěn)定性，使其在室溫時(shí)不生成馬氏體組織，從而發(fā)揮TRIP效應(yīng)。
表 2TRIP700各相含量（體積分?jǐn)?shù)，%）和對(duì)應(yīng)力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果
由表2可見，隨著貝氏體等溫處理溫度的提高，殘余奧氏體含量先增加再降低，在410～430 ℃有較大值，此時(shí)殘奧中碳含量也較高，此時(shí)鋼板的塑性指標(biāo)較好，斷后延伸率在430 ℃有最佳值，達(dá)到34%，這與殘奧量與殘奧中碳含量乘積的綜合指標(biāo)較高會(huì)提高鋼材塑性的TRIP效應(yīng)這一理論相契合。測(cè)量殘余奧氏體一般采用X射線衍射法，圖2是貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為430 ℃時(shí)測(cè)得的X射線衍射圖。
當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，碳原子在鐵素體和貝氏體中的過飽和程度增加，殘余奧氏體不穩(wěn)定易轉(zhuǎn)變成馬氏體[3]，表2顯示390℃時(shí)馬氏體含量較高，雖然此時(shí)貝氏體及殘奧中碳含量都較高，但是此時(shí)的殘奧量較低、馬氏體量過多，因此鋼材整體表現(xiàn)延伸率值偏低。在450℃時(shí)，已經(jīng)到達(dá)貝氏體轉(zhuǎn)變的溫度上限，貝氏體轉(zhuǎn)變量較少為8%，與此相對(duì)應(yīng)的殘奧中碳含量最低為1.15%，而且此溫度與臨界區(qū)轉(zhuǎn)變溫差較小、鋼板冷速較慢，造成鐵素體析出量較多，鋼材整體強(qiáng)度偏低，沒有達(dá)到高于690 MPa 的標(biāo)準(zhǔn)要求。
綜上可知，當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為390 ℃時(shí)，鋼材室溫時(shí)馬氏體含量較大、殘余奧氏體含量不足，造成宏觀板材偏硬、塑性不佳；當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為450℃時(shí)，鋼中鐵素體過剩、貝氏體生成量不足、殘奧中碳含量沒有得到充分富集，造成鋼材強(qiáng)度偏低。圖3為延伸率與殘奧及其碳含量乘積的關(guān)系圖，當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度在410～430℃范圍時(shí)，鋼材有理想的組織比例，430℃時(shí)殘余奧氏體量和殘奧中碳含量的乘積有最大值，達(dá)到15.51，此時(shí)鋼材的強(qiáng)度和塑性綜合指標(biāo)較高，強(qiáng)塑積達(dá)到24.7 GPa?%，顯示出相變誘導(dǎo)塑性鋼提高鋼材強(qiáng)塑積的TRIP效應(yīng)。
由實(shí)驗(yàn)還可以看出，由Al元素代替Si元素，同樣起到了阻止碳化物在貝氏體相變中的析出，加速了碳在殘奧中的擴(kuò)散和聚集，有效穩(wěn)定了過冷奧氏體。有研究資料表明，Al元素雖然在穩(wěn)定奧氏體方面發(fā)揮著和Si相同的作用，但其固溶強(qiáng)化作用達(dá)不到Si的效果[4]。但從本實(shí)驗(yàn)結(jié)果可見，只要采取合適的化學(xué)成分匹配和貝氏體等溫退火等工藝制度，完全可以獲得700 MPa級(jí)相變誘導(dǎo)塑性鋼理想的組織比例和力學(xué)性能結(jié)果。
3. 結(jié)束語
（1）對(duì)于C-Mn-Al系700 MPa級(jí)汽車用相變誘導(dǎo)塑性鋼，當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變溫度在390～450℃范圍內(nèi)變化時(shí)，伴隨轉(zhuǎn)變溫度的升高，鐵素體組織體積分?jǐn)?shù)呈升高趨勢(shì)，馬氏體+貝氏體+奧氏體的體積分?jǐn)?shù)之和呈下降趨勢(shì)。在410～430℃溫度范圍內(nèi)，可以獲得良好的各相組織比例。
（2）在410～430℃溫度范圍內(nèi)，鋼中殘余奧氏體和殘奧中碳含量有最佳值，此時(shí)對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能結(jié)果也較理想，最大強(qiáng)塑積為24.7 GPa?%。鋼中殘余奧氏體與殘奧中碳含量的乘積與塑性指標(biāo)呈比例關(guān)系。
（3）通過優(yōu)化貝氏體等溫處理工藝，完全可以用Al元素代替Si元素，達(dá)到穩(wěn)定殘余奧氏體和獲得理想組織比例和優(yōu)良力學(xué)性能的效果，對(duì)提高汽車用TRIP鋼表面質(zhì)量在工業(yè)化生產(chǎn)中應(yīng)用具有一定指導(dǎo)意義。
來源：金屬世界