衣海龍，徐 薇，龍雷周，劉振宇

（東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819）

為了滿足汽車工業(yè)及相關(guān)機(jī)械行業(yè)的發(fā)展需求，高強(qiáng)塑積的高強(qiáng)鋼不斷引起人們的關(guān)注，其中TRIP鋼由于具有良好的強(qiáng)度，同時(shí)又具有良好的塑性，一直引起人們的廣泛關(guān)注［1－4］，但 TRIP鋼的生產(chǎn)方式大多采用復(fù)雜的熱處理工藝，給TRIP鋼實(shí)際生產(chǎn)及推廣應(yīng)用帶來了較大的困難。隨著軋制與冷卻技術(shù)的進(jìn)步，熱軋態(tài)TRIP鋼在實(shí)際生產(chǎn)中具有工藝的可行性，且由于可省去復(fù)雜的熱處理過程，具有成分簡單、工藝可實(shí)施強(qiáng)等優(yōu)勢，具有良好的發(fā)展前景［5－7］。從熱軋TRIP鋼的成分設(shè)計(jì)上來說，除了選用C，Si，Mn等常用的固溶強(qiáng)化元素外，還添加Nb，V，Ti等微合金元素，擬通過細(xì)晶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化提高熱軋TRIP鋼的性能，其中研究較多的為Nb，V 系 的 TRIP鋼［8－10］，而對鈦微合金化TRIP鋼的研究則相對較少。近年來，由于鈦微合金元素的低成本優(yōu)勢，在傳統(tǒng)微合金鋼的成分設(shè)計(jì)上開始采用以鈦代替鈮或釩的工藝思路，其相關(guān)的工藝及理論研究較為系統(tǒng)，而對于TRIP鋼來說，由于其工藝路線復(fù)雜，相關(guān)的研究工作還相對較少，因此，研究鈦微合金化熱軋TRIP鋼的相關(guān)工藝?yán)碚摼哂兄匾饬x。

本工作選取了一種C－Si－Mn－Ti的熱軋TRIP鋼，從熱軋工藝角度出發(fā)，測定實(shí)驗(yàn)鋼在連續(xù)冷卻工藝下的CCT曲線，研究其在連續(xù)冷卻工藝下的相區(qū)分布及組織演變規(guī)律，為鈦微合金化熱軋TRIP的工藝模擬及實(shí)驗(yàn)研究奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為一種C－Si－Mn－Ti的熱軋TRIP鋼，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為：0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.005N。采用真空感應(yīng)爐冶煉，澆鑄150kg鋼錠，在φ450實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上軋成厚度為12mm的板材，然后將其加工成φ3mm×10mm的圓柱形試樣，用于熱模擬實(shí)驗(yàn)。

連續(xù)冷卻工藝下膨脹曲線的測定是在Formastor－FII全自動(dòng)相變儀上進(jìn)行。首先，將試樣以10℃／s的速率升溫到1250℃保溫5min，然后以10℃／s的冷卻速率分別冷至760，820，880℃，然后分別以0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷卻速率冷至室溫，記錄冷卻過程的膨脹曲線，結(jié)合金相觀察確定奧氏體／鐵素體、奧氏體／貝氏體、奧氏體／馬氏體的相變點(diǎn)，繪制CCT曲線。將上述所得的試樣沿軸向剖開，經(jīng)研磨，拋光后采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后利用Q550IW光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察與分析，利用Quanta 600掃描電子顯微鏡對組織及夾雜物進(jìn)行觀察及分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)冷卻相變曲線

圖1為實(shí)驗(yàn)鋼在不同開冷溫度下的CCT曲線?？梢钥闯?，在不同開冷溫度下，CCT曲線的相變區(qū)域大致相同，當(dāng)冷卻速率在0.2～2℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼先經(jīng)過鐵素體相區(qū)，然后經(jīng)過貝氏體相區(qū)；當(dāng)冷卻速率在2～10℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼先經(jīng)過貝氏體相區(qū)，然后經(jīng)過馬氏體相區(qū)；當(dāng)冷卻速率大于10℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過馬氏體相區(qū)，其Ms點(diǎn)大致在450℃。鐵素體相變區(qū)對冷卻速度較為敏感，僅當(dāng)冷卻速率較低時(shí)（≤2℃／s），實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過鐵素體相區(qū)，但在較寬的冷卻速率范圍內(nèi)（0.2～10℃／s和2～30℃／s），實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過貝氏體和馬氏體相區(qū)。因此，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，首先應(yīng)在高溫段采用低冷卻速率，使實(shí)驗(yàn)鋼產(chǎn)生一定量的鐵素體，然后采用一定的冷卻速率，在中溫段（400～600℃）實(shí)現(xiàn)貝氏體相變，最后在Ms點(diǎn)附近進(jìn)行保溫或等溫處理，有效控制殘余奧氏體／馬氏體的轉(zhuǎn)變量，進(jìn)而在室溫拉伸變形過程中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。從實(shí)驗(yàn)結(jié)果來看，鐵素體的控制及殘余奧氏體／馬氏體的控制區(qū)間相對較窄，因此，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，在實(shí)際工藝模擬及實(shí)驗(yàn)研究中應(yīng)精確控制其對應(yīng)的鐵素體區(qū)間的冷卻速率及馬氏體相區(qū)保溫溫度等關(guān)鍵工藝參數(shù)。

圖1 含鈦TRIP鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線 （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃Fig.1 CCT curves of Ti－bearing TRIP steel （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃

2.2 顯微組織演變

圖2、圖3為不同冷卻速率下獲得的鐵素體、貝氏體及馬氏體的組織形貌。當(dāng)冷卻速率小于0.5℃／s時(shí)，鐵素體為在奧氏體晶界形核的先共析鐵素體及在奧氏體晶內(nèi)形成的晶內(nèi)鐵素體，隨著冷卻速率的增加，鐵素體的形核位置由晶內(nèi)和晶界處轉(zhuǎn)移到晶界處，而且，隨著冷卻速度的升高，組織中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)及晶粒尺寸也隨之減少；當(dāng)冷卻速率較低時(shí)，貝氏體以粒狀貝氏體和板條貝氏體為主，當(dāng)冷卻速率升高后，貝氏體主要以板條貝氏體為主；當(dāng)冷卻速率繼續(xù)升高后，組織中出現(xiàn)了交錯(cuò)分布的板條馬氏體。

圖4為鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度、貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度隨冷卻速率的變化情況。對于鐵素體相變來說，隨著冷卻速率的增加，鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度逐漸降低，隨著開冷溫度的升高，鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度有所升高，具體如圖4（a）。因此，開冷溫度的升高促進(jìn)了鐵素體相變，冷卻速率的增加抑制了鐵素體相變。由于鐵素體相變?yōu)槭芙缑婵刂频臄U(kuò)散型相變，冷卻速度提高，過冷度增加，使得鐵素體相變的自由焓差增大，同時(shí)，隨著過冷度的增大，晶界、位錯(cuò)等處的臨界形核自由能與均勻形核時(shí)的臨界形核自由能相比逐漸減少，使得鐵素體相變可以在相對較低的溫度下進(jìn)行，即鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度有所降低。

圖2 在不同開冷溫度及冷卻速率下的顯微組織（a）760℃－0.5℃／s；（b）760℃－1℃／s；（c）760℃－2℃／s；（d）880℃－0.5℃／s；（e）880℃－1℃／s；（f）880℃－2℃／sFig.2 Microstructures at different start cooling temperatures and cooling rates（a）760℃－0.5℃／s；（b）760℃－1℃／s；（c）760℃－2℃／s；（d）880℃－0.5℃／s；（e）880℃－1℃／s；（f）880℃－2℃／s

圖3 在760℃不同冷卻速率下的顯微組織 （a）5℃／s；（b）10℃／s；（c）20℃／s；（d）30℃／sFig.3 Microstructures with different cooling rates at 760℃ （a）5℃／s；（b）10℃／s；（c）20℃／s；（d）30℃／s

對于貝氏體相變來說，隨著冷卻速率的增加，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度逐漸降低，隨著開冷溫度的升高，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度有所升高，具體如圖4（b）。由于貝氏體相變區(qū)別于擴(kuò)散型鐵素體相變，其相變類型為半擴(kuò)散型切變相變，其轉(zhuǎn)變機(jī)制不僅取決于相變驅(qū)動(dòng)力的大小，而且與原子的擴(kuò)散能力密切相關(guān)。在貝氏體相變的高溫區(qū)域，間隙碳原子能夠進(jìn)行有效的界面擴(kuò)散，貝氏體可能以臺階擴(kuò)散方式形核和長大，此時(shí)相對較高的開冷溫度有利于間隙原子的擴(kuò)散過程，因此，導(dǎo)致貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度有所升高。同樣，隨著冷卻速率的提高，一定程度上抑制了間隙原子的擴(kuò)散過程，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，相應(yīng)地降低了貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。劉宗昌等 應(yīng)用綜合理論分析方法研究了鋼中的貝氏體相變熱力學(xué)，在進(jìn)行相變熱力學(xué)分析的基礎(chǔ)上，估算了貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度下相變阻力為105J／mol，并指出貝氏體相變不僅與驅(qū)動(dòng)力有關(guān)，而且取決于原子擴(kuò)散能力，從貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度到馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，貝氏體相變機(jī)制經(jīng)歷了界面臺階擴(kuò)散、熱激活躍遷位移及切變無擴(kuò)散相變過程。

圖4 相變開始溫度變化規(guī)律 （a）鐵素體轉(zhuǎn)變；（b）貝氏體轉(zhuǎn)變Fig.4 Relationship between start cooling temperature and phase start temperature（a）ferrite phase transformation；（b）bainite phase transformation

利用掃描電鏡對晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)進(jìn)行了觀察分析，具體如圖5所示。晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)為夾雜物，其組成包括了Al2O3，CaO，SiO2及MnS夾雜物。相關(guān)的研究表明［13，14］，晶內(nèi)鐵素體的形成與夾雜物的惰性界面能、應(yīng)力－應(yīng)變能及夾雜物與鐵素體的錯(cuò)配度都有關(guān)。夾雜物作為一種惰性介質(zhì)所具有的較高的惰性界面能對誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體的形核和長大起著決定性作用。夾雜物造成其附近較高的應(yīng)力－應(yīng)變能以及夾雜物與鐵素體的錯(cuò)配度較小也有利于晶內(nèi)鐵素體的形核和長大。

圖5 TRIP鋼中晶內(nèi)鐵素體及夾雜物SEM照片（a）和EDS圖譜（b）Fig.5 SEM micrographs（a）and EDS analysis（b）of intragranular ferrite and inclusion in the TRIP steel

由第二相理論計(jì)算中可知，γ－α相變的臨界形核尺寸的計(jì)算公式如下［15］：

其中，ΔGV為單位體積的相變自由能，ΔGEV為新相形成時(shí)造成的單位體積彈性應(yīng)變能，令＝0時(shí)，可得到新相的臨界形核尺寸d＊。

其臨界形核尺寸為40～400nm，因此，為了有效形核，其形核質(zhì)點(diǎn)應(yīng)大于此尺寸，這與本實(shí)驗(yàn)中所觀察到的夾雜物尺寸2～3μm相吻合，同時(shí)，由本工作實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，晶內(nèi)鐵素體并未在所有符合臨界形成尺寸的夾雜物上形核，因此，晶內(nèi)鐵素體形成與臨界形核尺寸有關(guān)，而且形核具有選擇性，相關(guān)的機(jī)理仍需進(jìn)行深入研究。

3 結(jié)論

（1）在含鈦TRIP鋼CCT曲線中，相變區(qū)域主要有三個(gè)部分：奧氏體→鐵素體＋貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)、奧氏體→貝氏體＋馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)及奧氏體→馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。當(dāng)冷卻速率小于2℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過鐵素體相區(qū)；當(dāng)冷卻速率在0.5～10℃／s較寬的冷卻速率范圍內(nèi)時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過貝氏體相區(qū)；當(dāng)冷卻速率大于2℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼在低溫區(qū)獲得了馬氏體組織，其Ms點(diǎn)大致為450℃左右。

（2）隨著冷卻速率的增加，實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織由鐵素體＋貝氏體逐步轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w＋馬氏體及單一馬氏體組織。當(dāng)冷卻速率較低時(shí)，鐵素體由晶內(nèi)鐵素體和晶界鐵素體組成，晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)為復(fù)雜的氧化物及硫化物，貝氏體以粒狀貝氏體為主；當(dāng)冷卻速率較高時(shí)，鐵素體僅在晶界處形核，形成細(xì)小的晶界鐵素體，而貝氏體以板條貝氏體為主。

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