劉永前 陳 宇

(武鋼研究院 湖北 武漢:430080)

上世紀(jì)90年代以來,中國汽車工業(yè)以年平均20%的增長速度飛速發(fā)展。汽車工業(yè)的飛速發(fā)展給人們帶來便利的同時(shí),也使全球石油資源消耗殆盡,還排放大量溫室氣體加劇地球溫室效應(yīng)。研究表明[1],汽車車身減輕10%,可以節(jié)油3%～7%。因此如何在不降低安全性的前提下,減輕車重實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排成了各大車廠、鋼廠共同努力的目標(biāo)。國際鋼鐵協(xié)會組織進(jìn)行多項(xiàng)汽車輕量化項(xiàng)目主要包括超輕鋼白車身(ULSAB)、超輕鋼覆蓋件(ULSAC)、超輕鋼懸掛件(ULSAS)和在此基礎(chǔ)上的超輕鋼概念車項(xiàng)目(ULSAB-AVC)[2]的研究,達(dá)到減重20%～40%的效果,主要原因就是采用了大量高強(qiáng)度鋼板和先進(jìn)高強(qiáng)度鋼如高強(qiáng)度低合金鋼(HSLA)、烘烤硬化鋼(BH)、雙向鋼(DP)、孿晶誘導(dǎo)塑性鋼(TWIP)和相變誘導(dǎo)塑性鋼(TRIP)等。

1 TRIP鋼研究進(jìn)展

1.1 TRIP效應(yīng)

TRIP鋼最早于1967年由Zackey[3]等人在高合金奧氏體不銹鋼的研究中提出,TRIP鋼的典型顯微組織如圖1所示主要由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體組成,可能還有馬氏體。當(dāng)應(yīng)力作用在鋼板上時(shí),如拉伸試驗(yàn)、汽車零件變形、汽車撞擊等,在應(yīng)變集中的地方,殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,如圖2所示。由于馬氏體的硬度高,使局部的硬度得到提高,繼續(xù)變形較困難,同時(shí)變形進(jìn)一步向周圍組織轉(zhuǎn)移,頸縮的產(chǎn)生被延遲,隨著相變的不斷發(fā)展,材料獲得了很高的塑性。殘余奧氏體相變時(shí)體積增大,壓迫周圍的基體,使其發(fā)生塑性變形,引起位錯密度增加,產(chǎn)生位錯強(qiáng)化,同時(shí)相變產(chǎn)生的馬氏體也使材料強(qiáng)度提高,鋼板經(jīng)相變后的塑性和強(qiáng)度都有提高。

圖1 TRIP鋼典型顯微組織

1.2 TRIP鋼成分

1967年Zackey[3]開發(fā)含Ni、Cr的 TRIP鋼,成本較高。后來人們開始使用Si、Mn元素開發(fā)出經(jīng)濟(jì)型TRIP鋼,得到了廣泛應(yīng)用。由于較高的Si含量會影響鋼板表面質(zhì)量和鍍鋅性能,使用Al代替或者部分代替Si的 TRIP鋼[4-5]成為研究的熱點(diǎn)。與此同時(shí),人們開始在TRIP鋼中添加Nb、Mo、Ti、V等合金元素來改善鋼板性能。

Si、Al主要起固溶強(qiáng)化和抑制碳化物的形成,提高殘余奧氏體穩(wěn)定性。較高的Si含量雖然容易控制殘余奧氏體的含量,但是在工業(yè)生產(chǎn)中會在鋼板表面形成很厚的氧化鐵皮,直接惡化鋼的熱軋性能和表面質(zhì)量,并且在熱鍍鋅時(shí),高含量的Si會使鋅層潤濕性變差且容易形成脆性的合金層,從而減弱鍍層與基板的結(jié)合力[6]。Al代替Si能夠獲得較好的 TRIP效應(yīng),Al能有效抑制滲碳體的析出[7],但是Al含量過高會造成TRIP鋼水流動性降低,在連鑄生產(chǎn)時(shí)容易堵塞結(jié)晶器水口。

圖2 TRIP效應(yīng)示意圖

Mn主要通過固溶強(qiáng)化降低γ→α相變溫度而促使晶粒細(xì)化,還可以降低Ms,對殘余奧氏體含量起重要作用。Mo是強(qiáng)烈穩(wěn)定奧氏體元素,同時(shí)具有重要的固溶強(qiáng)化作用,此外Mo能強(qiáng)烈延遲碳化物的析出,能起到部分取代Si的作用。此外微合金化元素Nb、V、Ti能起析出強(qiáng)化和細(xì)化晶粒的作用[8-9]。

1.3 TRIP鋼組織特點(diǎn)

TRIP鋼具有多相組織,既有軟相鐵素體,也有硬相貝氏體,還有亞穩(wěn)定的殘余奧氏體。鋼中組織的合理配比、亞穩(wěn)相的穩(wěn)定性等決定了 TRIP鋼的力學(xué)性能。

鐵素體是TRIP鋼中的基體組織,硬度低,塑性較好,其含量由兩相區(qū)等溫轉(zhuǎn)變過程控制,一般在50%以上。Zarei[10]等 對 Si-Mn TRIP鋼中的研究表明,隨鐵素體量的增加,殘留奧氏體量出現(xiàn)一個(gè)最大值,隨后下降,故為取得較好的 TRIP效應(yīng),應(yīng)優(yōu)化鐵素體量,以便獲得最大量的穩(wěn)定的殘留奧氏體。

貝氏體作為TRIP鋼中的硬質(zhì)相,能提高TRIP鋼的強(qiáng)度。鋼板在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)等溫處理時(shí),發(fā)生奧氏體向貝氏體的轉(zhuǎn)變,由于碳原子在貝氏體中固溶度遠(yuǎn)小于奧氏體,因此大量的碳原子將擴(kuò)散到相鄰?qiáng)W氏體內(nèi)。隨著貝氏體區(qū)的長大,相鄰?qiáng)W氏體內(nèi)的碳濃度不斷升高,直到奧氏體的臨界轉(zhuǎn)變溫度T0接近于等溫溫度,相變逐漸停止。

殘余奧氏體是 TRIP效應(yīng)的來源,主要分布在兩種位置,一是呈團(tuán)狀分布于鐵素體晶粒內(nèi)或晶界處;二是呈膜狀或針狀分布在貝氏體與鐵素體間。殘余奧氏體含量與穩(wěn)定性對 TRIP效應(yīng)都有影響,只有達(dá)到殘余奧氏體含量與穩(wěn)定性的統(tǒng)一,才能獲得最佳的力學(xué)性能[11]。殘余奧氏體含量主要受貝氏體區(qū)等溫溫度和時(shí)間控制,而殘余奧氏體的穩(wěn)定性的影響因素主要有:

(1)化學(xué)成分,主要是殘余奧氏體的碳含量[12],隨著碳含量的增加Ms溫度降低從而提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性。此外Si、Mn、P等元素也能降低Ms溫度,Al能提高M(jìn)s溫度。

(2)溫度,升高溫度會降低殘余奧氏體的相變化學(xué)驅(qū)動力,同時(shí)組織內(nèi)的層錯能升高,使得殘余奧氏體的穩(wěn)定性增加。因此低溫時(shí),小應(yīng)變就能引起殘余奧氏體的相變,而在高溫時(shí),則需要更大的應(yīng)變才能發(fā)生相變。

(3)殘余奧氏體的晶粒尺寸,尺寸過大穩(wěn)定性較差,變形時(shí)在較小應(yīng)變下就會發(fā)生相變,得不到良好的力學(xué)性能;尺寸太小的殘余奧氏體過于穩(wěn)定,在很高的應(yīng)變下也難以發(fā)生相變[13]。

(4)殘余奧氏體的強(qiáng)度和周圍相的強(qiáng)度,殘余奧氏體發(fā)生相變轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)會出現(xiàn)體積膨脹,殘余奧氏體的強(qiáng)度和周圍相的強(qiáng)度會影響體積膨脹量從而影響殘余奧氏體的相變轉(zhuǎn)化率。

2 TRIP鋼生產(chǎn)工藝和現(xiàn)狀

2.1 TRIP鋼生產(chǎn)工藝

生產(chǎn) TRIP鋼板典型的工藝路線有熱軋和冷軋熱處理兩種,工業(yè)生產(chǎn)冷軋熱處理 TRIP鋼的熱處理生產(chǎn)線大體有兩種,一種是連續(xù)退火的熱處理生產(chǎn)線,另一種是熱鍍鋅生產(chǎn)線。

2.1.1 熱軋TRIP鋼生產(chǎn)

熱軋 TRIP鋼的生產(chǎn)原理如圖3所示:鋼板在單相區(qū)終軋后快速冷卻到Ar3～Ar1溫度等溫,形成一定體積分?jǐn)?shù)的多邊形鐵素體+奧氏體。保持時(shí)間和緩冷的溫度以不形成珠光體為準(zhǔn),因?yàn)橹楣怏w的形成將消耗大量的碳,從而減弱了碳在未轉(zhuǎn)變奧氏體中的富集。然后再快速冷卻到卷取溫度,完成奧氏體到貝氏體的轉(zhuǎn)變。卷取溫度控制在450℃以下以抑制珠光體的形成,從卷取溫度自然冷卻到室溫。

熱軋工藝生產(chǎn)流程較短,能源消耗成本低;但是工藝難以控制。

圖3 熱軋TRIP鋼生產(chǎn)示意圖[14]

2.1.2 冷軋TRIP鋼生產(chǎn)

冷軋TRIP鋼的生產(chǎn)一般是鋼板在冷軋后經(jīng)過熱處理方法得到多相的TRIP組織。其熱處理工藝路線主要概括為兩相區(qū)退火+貝氏體區(qū)保溫,如圖4所示。冷軋鋼板在連退爐中加熱到奧氏體和鐵素體兩相區(qū)保溫一段時(shí)間,使C和其他合金元素能充分?jǐn)U散,為取得較好的TRIP效應(yīng)優(yōu)化鐵素體量,以便獲得盡可能穩(wěn)定的殘留奧氏體,一般選擇在奧氏體和鐵素體含量相等的溫度進(jìn)行保溫。然后鋼板經(jīng)過快速冷卻至貝氏體區(qū)以避免生成珠光體,并保溫一段時(shí)間。在貝氏體區(qū)等溫的目的主要是通過在貝氏體形成過程中,碳進(jìn)一步向殘余奧氏體中富集,使殘留奧氏體的穩(wěn)定性大大提高,并在隨后的冷卻過程中保留下來。貝氏體區(qū)等溫后冷卻至室溫,可以得到鐵素體+貝氏體+殘余奧氏體的典型TRIP鋼組織。需要注意的是在貝氏體相變發(fā)生的時(shí)候,伴隨著碳從貝氏體到周圍殘余奧氏體的再分配所有的這些貝氏體特性的變化將影響殘余奧氏體和最終機(jī)械性能。因此必須選擇合適的等溫溫度和等溫時(shí)間,以得到合適的殘留奧氏體量及足夠的穩(wěn)定性。

與熱軋 TRIP鋼相比較,冷軋 TRIP鋼熱處理工藝易于控制,得到的 TRIP鋼力學(xué)性能和表面質(zhì)量都比較好。

2.1.3 冷軋 TRIP鋼的熱鍍鋅

高Si型TRIP鋼中含有較多的Si、Mn等固溶強(qiáng)化元素,在退火過程中,Si在鋼板表面會形成很穩(wěn)定Mn2SiO4氧化膜。在隨后的熱浸鍍過程中,阻礙鋼板中的鐵與鋅液中的有效鋁和鋅反應(yīng),產(chǎn)生抑制層,降低鋼板的鍍鋅性能,并容易在鋼板表面形成露鍍點(diǎn)等缺陷[15]。而且在合金化過程中Si、P等合金化元素還會延遲合金化反應(yīng),降低生產(chǎn)率。而含A1型 TRIP鋼在退火過程中表面形成的氧化物主要為FeAl2O4和MnO,具有更好的鋅液潤濕性,提高了鍍鋅性能[16]。

圖4 冷軋TRIP鋼連續(xù)退火工藝示意圖

TRIP鋼的熱鍍鋅存在以下問題:一般的鋅液溫度不能低于420℃,這是純鋅的熔點(diǎn)。通常鋼板浸入鋅液的溫度要比鋅液溫度高10℃,所以,一般來說,鋼板的溫度要在460℃～480℃之間,這將可能導(dǎo)致冷軋 TRIP鋼無法獲得所希望的顯微組織。這是因?yàn)檩^高的貝氏體等溫溫度可能會導(dǎo)致貝氏體組織的變化。另外,不完全相變在較高的T0溫度停止的話,將導(dǎo)致殘余奧氏體最大含碳量的下降和殘余奧氏體穩(wěn)定性的下降。

2.2 TRIP鋼生產(chǎn)現(xiàn)狀

近20年來,德國、韓國、日本、比利時(shí)等國家許多企業(yè)對TRIP鋼進(jìn)行了深入研制并取得了很多成果。德國蒂森克虜伯鋼鐵公司研究出600MPa、800MPa級別熱鍍鋅 TRIP鋼并已經(jīng)商業(yè)化生產(chǎn)[17];韓國浦項(xiàng)已經(jīng)研制出強(qiáng)度 800MPa～1200MPa級別的冷軋 TRIP鋼,600MPa、800MPa級別熱軋TRIP鋼也正在工業(yè)試制;比利時(shí)Cockerill Sambre公司的 K.Eberle[18]改變傳統(tǒng)的熱處理工藝,在熱軋和冷軋之間增加一道罩式爐退火工序以促進(jìn)Mn在鐵素體基體的擴(kuò)散和在滲碳體中的富集,并在隨后的連續(xù)退火工序中,Mn富集的滲碳體轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的殘余奧氏體,成功開發(fā)無硅和鋁的TRIP鋼。日本新日鐵公司也開發(fā)出了600MPa～800MPa級的TRIP鋼板以及1000 MPa級的超高強(qiáng)度鋼板。目前國外 TRIP鋼的供貨級別覆蓋了600MPa～1200MPa范圍內(nèi)的 4個(gè)級別,其中600MPa、800MPa級別還能進(jìn)行熱鍍鋅工藝生產(chǎn),成分體系也逐漸由高碳高硅逐漸發(fā)展到具有良好焊接性和表面質(zhì)量的低碳低硅系列。

國內(nèi)寶鋼、鞍鋼、武鋼、首鋼等鋼鐵企業(yè)對TRIP鋼的生產(chǎn)進(jìn)行了深入研究,并取得了很大進(jìn)步。至2009年,寶鋼已經(jīng)研發(fā)成功 590MPa和780MPa級別的冷軋 TRIP鋼和熱鍍鋅TRIP鋼,并開始著手980MPa冷軋 TRIP鋼的開發(fā)[19]。鞍鋼目前已經(jīng)研制開發(fā)出590MPa和780MPa級別的冷軋TRIP鋼,其中590MPa還進(jìn)行了熱鍍鋅的工業(yè)試制[20]。

3 TRIP鋼展望

近年來,隨著 TRIP鋼理論研究的不斷深入, TRIP鋼的工業(yè)應(yīng)用生產(chǎn)也不斷進(jìn)步,今后一段時(shí)間,TRIP鋼的研究將可能朝以下幾個(gè)方向發(fā)展:

(1)高強(qiáng)度汽車輕量化要求在保證安全性的前提下降低車重以達(dá)到節(jié)能減排,必然要求汽車用鋼的高強(qiáng)化。目前國內(nèi)寶鋼、鞍鋼等鋼廠已經(jīng)能夠生產(chǎn) 600MPa、800MPa級 TRIP鋼,并且都將1000MPa級 TRIP鋼作為下一步研究目標(biāo)。

(2)鍍鋅處理隨著汽車耐蝕期要求的提高,汽車用鋼對鍍鋅板的需求越來越大。因此TRIP鋼的鍍鋅處理將成為一段時(shí)間內(nèi)的重要研究方向。

(3)熱軋TRIP鋼用熱軋工藝生產(chǎn)TRIP鋼,可以縮短工藝流程,節(jié)約生產(chǎn)時(shí)間,有效節(jié)約生產(chǎn)成本。但熱軋TRIP鋼產(chǎn)品表面質(zhì)量和工藝控制的問題需要進(jìn)一步研究。

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