趙 陽(yáng)，袁曉云，陳禮清，劉相華，

（1.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819；2.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819）

兩相區(qū)退火溫度對(duì)2%Al冷軋TRIP鋼組織及性能的影響

趙 陽(yáng)1，袁曉云2，陳禮清2，劉相華1，2

（1.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819；2.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819）

兩相區(qū)退火溫度是影響TRIP鋼顯微組織和力學(xué)性能的重要工藝參數(shù)之一，因此有必要優(yōu)化兩相區(qū)退火溫度使TRIP鋼獲得最佳的強(qiáng)韌性配合。利用掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）、X射線衍射儀（XRD）和拉伸試驗(yàn)機(jī)研究了兩相區(qū)退火溫度對(duì)0.25C-1.5Mn-2.0Al冷軋TRIP鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：在770～850℃退火并450℃貝氏體等溫5 min處理后，實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織為鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體。隨著退火溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼中的鐵素體和殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加、貝氏體體積分?jǐn)?shù)減少，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度降低。

含Al TRIP鋼；退火溫度；顯微組織；力學(xué)性能

隨著汽車工業(yè)的快速發(fā)展，提高汽車的燃油效率并增強(qiáng)其安全性成為迫切需要解決的問題。在汽車車身上大量采用高強(qiáng)度、高塑性鋼板是解決上述問題的一個(gè)有效途徑。由于相變誘導(dǎo)塑性鋼（Transformation induced plasticity，TRIP）具有較高的強(qiáng)塑積及優(yōu)良的成形性能，應(yīng)用于汽車車身可降低油耗、減輕車重、提升汽車的安全等級(jí)，因此其在汽車上有較好的應(yīng)用前景［1-2］。

冷軋TRIP鋼的典型熱處理工藝如圖1所示，首先對(duì)TRIP鋼進(jìn)行兩相區(qū)退火，然后再快速冷卻至貝氏體區(qū)進(jìn)行等溫淬火，最后再將其空冷至室溫。兩相區(qū)退火處理后的組織為奧氏體和鐵素體，部分奧氏體在貝氏體等溫過程中轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，并有少量被保留下來(lái)，最終TRIP鋼的相變組織包含鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體。此外，在一些TRIP鋼中還含有少量的馬氏體組織。TRIP鋼中殘余奧氏體在拉伸變形過程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，因而通過相變強(qiáng)化提高其強(qiáng)塑性。通常在傳統(tǒng)的TRIP鋼中加入1.5%左右的Si以抑制碳化物的析出，使固溶碳原子向奧氏體中富集，從而獲得在室溫下亞穩(wěn)態(tài)的殘余奧氏體。但在TRIP鋼中加入較高含量的Si（1%以上時(shí)）會(huì)引起帶鋼的表面質(zhì)量問題，影響鋼板的鍍鋅能力［3］?？紤]到Al也具有抑制碳化物析出的作用，因此可采用Al部分或完全替代Si，以提高汽車用鋼的表面質(zhì)量，并改善其熱鍍性。目前，關(guān)于含鋁TRIP鋼的研究主要集中在其連鑄工藝研究［4-5］以及力學(xué)性能的理論計(jì)算［6］等方面。而關(guān)于兩相區(qū)退火溫度對(duì)含鋁TRIP鋼組織和性能的影響方面的論文還不多見，為促進(jìn)含鋁TRIP鋼的進(jìn)一步應(yīng)用，有必要開展這方面的研究工作。

圖1 冷軋TRIP鋼的典型熱處理工藝Fig.1 Typical heat treatment process of cold rolled TRIP steel

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)中頻真空感應(yīng)爐冶煉，澆注成25 kg的鑄錠，其化學(xué)成分：w（C）=0.28%，w（Mn）= 1.55%，w（Si）=0.004%，w（Al）=2.06%，w（S）= 0.010%，w（P）=0.008%。首先將鑄錠鍛造成截面為40 mm（高）×120 mm（寬）的鋼坯，再將鋼坯放入1 200℃的加熱爐中保溫2 h，之后出爐熱軋至5 mm，開軋溫度為1 050℃，終軋溫度為900℃。對(duì)熱軋板進(jìn)行酸洗以去除氧化鐵皮，之后再對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼板進(jìn)行冷軋，冷軋鋼板的最終厚度為1 mm。

采用Formastor-FII型相變儀測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼的臨界點(diǎn)溫度 Ac1=695℃，Ac3=925℃。由此可知（Ac1+Ac3）/2=810℃，并由此設(shè)定實(shí)驗(yàn)鋼的退火溫度分別為770、810和850℃。具體的實(shí)驗(yàn)方案如下：首先將冷軋鋼板放入加熱爐中退火，保溫5 min后迅速取出放入450℃的鹽浴爐中進(jìn)行貝氏體等溫處理，等溫時(shí)間為5 min，之后再將試樣取出空冷至室溫。

沿實(shí)驗(yàn)鋼板軋制方向切取拉伸試樣、金相試樣和XRD試樣。拉伸試樣標(biāo)距段長(zhǎng)度為50 mm，寬度為12.5 mm，在CMT5105微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為3 mm/min。金相試樣經(jīng)研磨、拋光、4%的硝酸酒精（體積分?jǐn)?shù)）腐蝕后，采用FEI QUANTA600型掃描電子顯微鏡對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織進(jìn)行觀察。采用D/Max 2400X射線衍射儀測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體含量，為去除試樣表面的變形層，采用電解拋光的方法去除殘余應(yīng)力。電解拋光液成分為酒精、高氯酸和水，體積比例為13：2：1，電解拋光時(shí)工作電壓

式中：Vγ為殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體（200）γ、（220）γ、（311）γ晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度；Iα為鐵素體（200）α、（211）α晶面衍射峰的平均積分強(qiáng)度。利用Image-Pro Plus軟件計(jì)算鐵素體的體積分?jǐn)?shù)VF，則貝氏體的體積分?jǐn)?shù)VB=1-Vγ-VF。為25 V，腐蝕時(shí)間為30 s。2θ角從40°到100°，掃描速度為1°/min。殘余奧氏體的含量計(jì)算式

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖2為實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)770、810和850℃退火并450℃貝氏體等溫淬火后的SEM形貌照片，可見實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火后的顯微組織均由鐵素體（F）、貝氏體（B）和殘余奧氏體（RA）構(gòu)成。

鐵素體呈等軸狀分布，貝氏體呈板條狀分布（如圖2a中箭頭所指處），TEM觀察則表明實(shí)驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體可以分為塊狀和薄膜狀兩大類（如圖3所示）。塊狀殘余奧氏體尺寸大約在1 μm左右，大多沿鐵素體晶界分布，也有少量的塊狀殘余奧氏體分布于鐵素體晶粒內(nèi)部；而薄膜狀殘余奧氏體大多分布在鐵素體晶粒內(nèi)部，也有部分薄膜狀殘余奧氏體沿鐵素體晶界分布。

表1列出了實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火后各相的體積分?jǐn)?shù)，可見隨著兩相區(qū)退火溫度的升高，鐵素體和殘余奧氏體含量增加，而貝氏體的含量降低。史文等［7］的研究結(jié)果同樣表明：殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著退火溫度的升高而增加，這與本文的研究結(jié)果是相一致的。在拉伸變形過程中，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種相變提供了局部硬化效果、延遲了局部頸縮的發(fā)生，使相變均勻擴(kuò)散至整個(gè)材料，因而提高了TRIP鋼塑性和強(qiáng)度［8］。TRIP鋼的性能受殘余奧氏體含量及穩(wěn)定性影響較大，從增強(qiáng)TRIP效應(yīng)方面考慮，應(yīng)適當(dāng)提高退火溫度來(lái)增加殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。

圖2 不同退火溫度后實(shí)驗(yàn)鋼的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.2 SEM morphology of experimental steel annealed at different temperatures

圖3 殘余奧氏體的TEM形貌照片F(xiàn)ig.3 TEM images of retained austenite

表1 不同退火溫度后實(shí)驗(yàn)鋼中各相的體積分?jǐn)?shù)Tab.1 Volume fractions of ferrite，bainite，and retained austenite at different annealing temperatures

2.2 力學(xué)性能

圖4為實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢妼?shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線均具有不連續(xù)屈服現(xiàn)象，這是由變形時(shí)材料的加工硬化和加工軟化同時(shí)發(fā)生而引起的。TRIP鋼在變形過程中會(huì)由于位錯(cuò)塞積發(fā)生加工硬化；而加工軟化可能是由于殘余奧氏體向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變產(chǎn)生應(yīng)力松弛造成的，也有可能是變形過程中位錯(cuò)掙脫柯氏氣團(tuán)的釘扎作用而產(chǎn)生的［3］。表2列出了實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火后的力學(xué)性能，可見隨著退火溫度的升高，屈服和抗拉強(qiáng)度降低，延伸率略有增加。用抗拉強(qiáng)度乘以延伸率即強(qiáng)塑積來(lái)表征實(shí)驗(yàn)鋼板的能量吸收能力，發(fā)現(xiàn)不同退火溫度下實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積相差不大，說明退火溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積幾乎沒有影響，在770～850℃退火時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼都具有良好的能量吸收能力。

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度退火后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Stress-strain curves of experimental steel annealed at different temperatures

張宇光等［9］的研究結(jié)果表明：在某一退火溫度下，TRIP鋼中殘余奧氏體含量及抗拉強(qiáng)度可同時(shí)達(dá)到最大值，即殘余奧氏體通過TRIP效應(yīng)顯著提高TRIP鋼抗拉強(qiáng)度。但本文研究結(jié)果卻表明：當(dāng)貝氏體體積分?jǐn)?shù)降低時(shí)，TRIP鋼屈服和抗拉強(qiáng)度隨之降低，說明了貝氏體體積分?jǐn)?shù)對(duì)TRIP鋼的屈服和抗拉強(qiáng)度影響較大，而不是殘余奧氏體的含量對(duì)其影響較大。關(guān)于哪種組織對(duì)TRIP鋼的強(qiáng)度有主要貢獻(xiàn)還有待于進(jìn)一步實(shí)驗(yàn)研究。實(shí)驗(yàn)鋼延伸率隨著鐵素體和殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加而增加，說明了鐵素體和殘余奧氏體對(duì)TRIP鋼的塑性影響較大，這與Bhadeshia［10］的計(jì)算結(jié)果一致。

3 結(jié)論

（1）實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)770～850℃退火并450℃等溫淬火后的顯微組織為殘余奧氏體、貝氏體和鐵素體。隨著退火溫度的增加，鐵素體和殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)增加，貝氏體的體積分?jǐn)?shù)降低。

表2 不同退火溫度下實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of experimental steel annealed different temperatures

（2）實(shí)驗(yàn)鋼的屈服和抗拉強(qiáng)度隨著退火溫度的升高而降低，而延伸率則隨退火溫度升高而增加。在770～850℃退火時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼具有良好的能量吸收能力。

［1］KWON E P，F(xiàn)UJIEDA S，SHINODA K，et al.Characterization of transformed and deformed microstructures in transformation induced plasticity steels using electron backscattering diffraction［J］.Materials Science and Engineering A，2011，528（15）：5007-5017.

［2］唐荻，米振莉，陳雨來(lái).國(guó)外新型汽車用鋼的技術(shù)要求及研究開發(fā)現(xiàn)狀［J］.鋼鐵，2005，40（6）：1-5.

［3］王超，丁樺，姚春發(fā)，等.合金元素及熱處理工藝對(duì)1000 MPa級(jí)TRIP鋼性能的影響［J］.東北大學(xué)學(xué)報(bào)：自然科學(xué)版，2012，33（7）：953-957.

［4］BLAZEK K，YIN H B，SKOCZYLAS G，et al.高鋁相變誘發(fā)塑性鋼用硅鈣和鋁鈣結(jié)晶器保護(hù)渣的開發(fā)評(píng)估［J］.世界鋼鐵，2013（3）：8-17.

［5］楊波，唐萍，文光華，等.高鋁TRIP鋼連鑄過程中保護(hù)渣中Al2O3含量的變化對(duì)渣膜傳熱的影響［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2011，21（4）：913-918.

［6］李麟，De COOMAN B C，WOLLANTS P，等.鋁和硅對(duì)含磷TRIP鋼力學(xué)性能的影響［C］//2003中國(guó)鋼鐵年會(huì)論文集.北京：中國(guó)金屬學(xué)會(huì)，2003：776-779.

［7］史文，李麟，符仁鈺.兩相區(qū)退火對(duì)不同硅含量TRIP鋼殘留奧氏體和力學(xué)性能的影響［J］.金屬熱處理，2008，28（3）：10-14.

［8］賈書君，劉清友，劉明輝，等.兩相區(qū)退火溫度對(duì)TRIP鋼組織和性能的影響［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2013，34（6）：110-114.

［9］張宇光，趙愛民，趙征志，等.兩相區(qū)退火溫度對(duì)TRIP780鋼組織和性能的影響［J］.鑄造技術(shù)，2009，30（11）：1423-1426.

［10］BHADESHIA H K D H.TRIP-Assisted steels?［J］.ISIJ International，2002，42（9）：1059-1060.

［］［］

Effect of intercritical annealing temperature on microstructure and mechanical properties of 2%Al cold rolled TRIP steel

ZHAO Yang1，YUAN Xiaoyun2，CHEN Liqing2，LIU Xianghua1，2

（1.School of Materials Science and Engineering，Northeastern University，Shenyang 110819，China；2.State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

The intercritical annealing temperature is an important parameter which affects obviously the microstructure and mechanical properties of TRIP steels，so it is essential to optimize the intercritical annealing temperature to obtain the extraordinary combination of strength and ductility.The effect of intercritical annealing temperature on microstructure and mechanical properties of 0.25C-1.5Mn-2.0Al cold rolled TRIP steel was investigated by scanning electron microscopy(SEM)，transmission electron microscopy(TEM)，X-ray diffraction(XRD)，and tensile test.The results show that the microstructure is composed of ferrite，bainite，and retained austenite after annealed at 770～850℃and subsequently bainitic isothermal treated at 450℃for 5 min. The volume fractions of ferrite and retained austenite increase with increasing the annealing temperature，while the volume fraction of bainite decreases.The yield strength and tensile strength decrease with increasing the annealing temperature.

TRIP steel containing aluminum；annealing temperature；microstructure；mechanical properties

October 17，2016）

TG113.1

A

1674-1048（2017）01-0010-05

10.13988/j.ustl.2017.01.003

2016-10-17。

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51501031)；青年教師科研啟動(dòng)基金(N140203001)。

趙陽(yáng)（1981—），男，遼寧遼陽(yáng)人，講師。