供稿|簡忠 / JIAN Zhong

TRIP鋼是近些年熱點(diǎn)研究的汽車用新一代高強(qiáng)鋼[1]，TRIP鋼的組織主要由鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體三相組成。殘余奧氏體是TRIP鋼相變誘發(fā)塑性產(chǎn)生的根源，TRIP鋼連續(xù)退火熱處理的主要目的是要保證組織中的殘余奧氏體含量并使其具有一定的穩(wěn)定性。典型工藝路線為將一定化學(xué)成分的冷軋鋼加熱至(α+γ)兩相區(qū)的溫度范圍，得到鐵素體和奧氏體兩相組織；隨后緩慢冷卻過程中部分奧氏體轉(zhuǎn)變成新生鐵素體析出；然后快速冷卻至貝氏體形成溫度范圍內(nèi)過時(shí)效，過時(shí)效時(shí)奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞钾愂象w，并使剩余奧氏體C含量進(jìn)一步增加，使Ms點(diǎn)低于室溫，最后冷卻至室溫得到具有鐵素體+貝氏體+殘余奧氏體的混合組織。過時(shí)效是TRIP鋼連續(xù)退火最關(guān)鍵的階段，因?yàn)樵撾A段將決定三個(gè)最重要的參數(shù)：殘余奧氏體的大小，體積分?jǐn)?shù)和C含量[2-4]。因此本文以TRIP590鋼為研究對(duì)象，通過連續(xù)退火熱處理模擬實(shí)驗(yàn)，研究貝氏體等溫溫度對(duì)TRIP590鋼組織和性能的影響，并制定合理的TRIP590鋼過時(shí)效溫度，為生產(chǎn)提供參考。

實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為TRIP590冷軋鋼板，化學(xué)成分見表1。

連續(xù)退火實(shí)驗(yàn)采用CCT-AY-Ⅱ連續(xù)退火熱模擬儀，樣品尺寸為220 mm(//軋向)×70 mm×2.0 mm。實(shí)驗(yàn)工藝制度見圖1。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 實(shí)驗(yàn)工藝制度

將退火后的試樣按照國標(biāo)GB/T 228—2002加工成標(biāo)距為80 mm的拉伸試樣，利用MTS810材料力學(xué)測(cè)試系統(tǒng)對(duì)制備好的拉伸試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。將退火后的鋼板線切割成10 mm(//軋向)×8 mm的金相試樣，樣品經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光后利用5%偏重亞硫酸鈉去離子水溶液進(jìn)行腐蝕，在4XC光學(xué)顯微鏡下觀察并拍攝金相照片，用圖像分析軟件Photoshop統(tǒng)計(jì)亮白色奧氏體含量。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

過時(shí)效溫度對(duì)組織的影響

本實(shí)驗(yàn)不同過時(shí)效溫度下TRIP590鋼各樣品的金相組織照片如圖2所示。組織中灰色基體為鐵素體，鐵素體晶界處的黑色組織為貝氏體或馬氏體，鐵素體晶粒間和晶粒內(nèi)的亮白色顆粒為殘余奧氏體。不同過時(shí)效溫度下的亮白色殘余奧氏體數(shù)量變化明顯，統(tǒng)計(jì)結(jié)果見表2。殘余奧氏體含量隨著過時(shí)效溫度的升高，總體呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，在過時(shí)效溫度為400℃時(shí)最高。

TRIP590鋼臨界退火結(jié)束時(shí)，其組織由C含量低的鐵素體和C含量高的奧氏體組成，但這時(shí)的奧氏體碳含量為0.3%～0.5%，還不能使奧氏體在室溫下穩(wěn)定地存在。TRIP鋼冷卻至貝氏體等溫，部分奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，C從貝氏體中的α相向α相間的殘余的奧氏體中擴(kuò)散，形成富C的奧氏體。由于TRIP鋼中的Si、Al、P等元素不溶于滲碳體，因此阻礙了滲碳體的形核并延長了滲碳體的形成時(shí)間，從而抑制了滲碳體的形成，殘余的奧氏體中C元素含量進(jìn)一步提高，使殘余奧氏體的Ms點(diǎn)低于室溫從而在組織中穩(wěn)定存在，最終形成殘余奧氏體、貝氏體和鐵素體的多相組織。

過時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

本實(shí)驗(yàn)不同過時(shí)效溫度下TRIP590鋼各樣品的拉伸性能見表2。從統(tǒng)計(jì)的結(jié)果來看，過時(shí)效溫度對(duì)性能的影響比較明顯?？估瓘?qiáng)度最大為665.74 MPa，最小為603 MPa，相差62.74 MPa；屈服強(qiáng)度最大為463 MPa，最小為424.99 MPa，相差38.01 MPa，伸長率最大為35.38%，最小為25%，相差10.38%；強(qiáng)塑積最大為21.41 GPa·%，最小為16.02 GPa·%，相差5.39 GPa·%。

TRIP590鋼力學(xué)性能隨過時(shí)效溫度的變化如圖3所示，結(jié)果表明抗拉強(qiáng)度隨過時(shí)效溫度的升高呈現(xiàn)為先降低后上升，在400℃時(shí)為最小值；伸長率、強(qiáng)塑積則與抗拉強(qiáng)度相反，呈現(xiàn)為先上升后降低，均在425℃達(dá)到最大值。

TRIP鋼力學(xué)性能與組織密切相關(guān)?？估瓘?qiáng)度與殘余奧氏體和貝氏體的含量都有關(guān)，伸長率與殘余奧氏體及鐵素體含量有關(guān)。在過時(shí)效溫度較低的情況下，過冷度大，貝氏體轉(zhuǎn)變量大，室溫組織為少量殘余奧氏體+大量貝氏體+鐵素體+少量馬氏體，抗拉強(qiáng)度主要由大量的貝氏體決定，所以表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度較高。由于溫度低，C的擴(kuò)散受限，導(dǎo)致殘余奧氏體含C量低，過時(shí)效后的冷卻過程中部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，使殘余奧氏體數(shù)量少，對(duì)伸長率貢獻(xiàn)少，故低溫時(shí)，伸長率較低。隨著過時(shí)效溫度的升高，貝氏體轉(zhuǎn)變量減少，但C的擴(kuò)散能力逐漸增強(qiáng)，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體含C增加，穩(wěn)定性增加，殘余奧氏體數(shù)量增加，故拉伸時(shí)的TRIP效應(yīng)使伸長率逐漸增加，在400～425℃時(shí)達(dá)到峰值。隨著過時(shí)效溫度進(jìn)一步升高，過冷度減少導(dǎo)致相變驅(qū)動(dòng)力減弱，貝氏體轉(zhuǎn)變量進(jìn)一步減少[5]，未轉(zhuǎn)變的奧氏體含量增多，但這導(dǎo)致了未轉(zhuǎn)變奧氏體內(nèi)的平均含C量降低，奧氏體的穩(wěn)定性不足，使得在隨后的冷卻過程中更易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，室溫組織為少量殘余奧氏體+少量貝氏體+鐵素體+較多的馬氏體，導(dǎo)致強(qiáng)度又出現(xiàn)升高，塑性降低[4，6-8]。

圖2 不同過時(shí)效溫度下TRIP590鋼顯微組織

表2 不同過時(shí)效溫度下TRIP590鋼的拉伸性能及殘余奧氏體含量

圖3 力學(xué)性能參數(shù)隨過時(shí)效溫度變化：(a) 抗拉強(qiáng)度；(b) 伸長率；(c) 強(qiáng)塑積；(d) 殘余奧氏體含量

伸長率取決于組織中的軟相鐵素體、殘余奧氏體以及滲碳體。本次實(shí)驗(yàn)過時(shí)效前的工藝都一樣，所以鐵素體含量是基本相同的，所以影響伸長率的主要因素在于殘余奧氏體量。從圖3(b)和圖3(d)中看出，伸長率變化趨勢(shì)與殘余奧氏體含量變化一致。根據(jù)之前組織演變分析，殘余奧氏體量增加，TRIP效應(yīng)明顯，表現(xiàn)為伸長率增加，相反的殘余奧氏體量減少則伸長率下降。

從強(qiáng)塑積來看，425℃時(shí)出現(xiàn)峰值，達(dá)到21.41 GPa·%，此時(shí)性能最好；475℃時(shí)性能很差；其他幾個(gè)溫度的強(qiáng)塑積差別不大。實(shí)際生產(chǎn)中過時(shí)效溫度控制在325～450℃范圍性能都能滿足要求，以425℃左右為最佳溫度。

結(jié)論

隨過時(shí)效溫度的上升，實(shí)驗(yàn)TRIP590鋼殘余奧氏體含量先上升后下降，在400℃時(shí)達(dá)到最大值；抗拉強(qiáng)度先下降后上升，在400℃達(dá)到最小值；伸長率先上升后下降，在425℃達(dá)到最大值；伸長率變化趨勢(shì)與殘留奧氏體含量一致；TRIP590鋼在425℃過時(shí)效綜合力學(xué)性能最好。

[1] 先越蓉. 汽車制造業(yè)鋼鐵材料的發(fā)展方向. 世界金屬導(dǎo)報(bào)，2010-6-15(2)

[2] 史文. 含釩低碳低硅相變誘發(fā)塑性鋼的組織和性能的研究[學(xué)位論文]. 上海：上海大學(xué)，2006

[3] 史文超. TRIP780高強(qiáng)鋼動(dòng)態(tài)變形行為的宏微觀研究[學(xué)位論文].上海：上海交通大學(xué)，2009

[4] 景財(cái)年. CMnAl-TRIP鋼組織性能的研究[學(xué)位論文]. 山東：山東大學(xué)，2007

[5] 劉宗昌，任慧平. 過冷奧氏體擴(kuò)散型相變. 北京：科學(xué)出版社，2007

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[7] 景財(cái)年，王作成，金成俊，等. 銅元素和退火溫度對(duì)TRIP冷軋鋼板組織和力學(xué)性能的影響. 金屬熱處理，2004，29(9)：19

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