姜英花 鄺 霜

(1.首鋼技術(shù)研究院，北京 100043；2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室，北京 100043 )

與傳統(tǒng)汽車用鋼相比，相變誘發(fā)塑性(TRIP)鋼因TRIP效應而具有較高的強度和塑性。TRIP效應是指鋼中的殘留奧氏體在變形過程中誘發(fā)馬氏體相變，從而提高鋼的強度和塑性。隨著我國汽車工業(yè)的發(fā)展，迫切需要提高TRIP鋼的強度級別，因此高強級別TRIP鋼的開發(fā)在我國具有極大的潛力，蘊涵著巨大的商機和市場[1- 3]。相比于雙相鋼，TRIP鋼的斷后伸長率較高，但由于其延伸凸緣性能不良，因而不能作為懸掛件的材料使用。TRIP鋼的組織包含高塑性的鐵素體和硬質(zhì)的貝氏體或馬氏體，有利于總延伸的提高，殘留奧氏體的存在可進一步提高延伸性能。但是隨著總延伸率的提高，鋼的凸緣翻邊性能和彎曲性能等由局部延伸決定的性能就會受損。文獻報道，高的屈強比有利于提升鋼的凸緣翻邊性能和彎曲性能[4- 6]。因此，本文研究了熱處理工藝對TRIP鋼組織和性能的影響，以期開發(fā)出具有高屈強比的TRIP鋼。

1 試驗材料與方法

獲得足夠穩(wěn)定的殘留奧氏體是提高TRIP鋼的強度和塑性的有效方法。C作為穩(wěn)定奧氏體的重要元素，對于高強度級別非常必要，但考慮到鋼的焊接性能，碳的質(zhì)量分數(shù)不能高于0.25%。Mn也是穩(wěn)定奧氏體的元素之一，考慮到強度級別，Mn的質(zhì)量分數(shù)應高于1.5%，但是過高的Mn也會導致偏析惡化加工性，因此Mn的質(zhì)量分數(shù)應控制在2.5%以內(nèi)。Si在鐵素體中的溶解度遠遠高于C、Mn在鐵素體中的溶解度，Si在鐵素體中的溶解在很大程度上提高了C、Mn在鐵素體中的化學勢。兩相區(qū)退火時，在化學勢的驅(qū)動下，C、Mn原子充分向奧氏體中擴散并聚集于奧氏體中，使得奧氏體穩(wěn)定性進一步提高[7]。采用Thermo- Calc軟件計算獲得試驗鋼的兩相區(qū)相分數(shù)，其平衡兩相區(qū)溫度為690～830 ℃。試驗TRIP鋼采用C- Mn- Si基本成分體系，化學成分見表1。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

采用Vatron連續(xù)退火熱模擬機模擬了3種不同連退工藝，具體工藝曲線如圖1所示，工藝參數(shù)如表2所示。其中傳統(tǒng)一步法工藝(Ⅰ)為，將冷軋帶鋼加熱到鐵素體奧氏體兩相區(qū)，在緩慢冷卻過程中調(diào)節(jié)奧氏體量，在快速冷卻過程中避開珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，在貝氏體區(qū)殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w并向未轉(zhuǎn)變奧氏體中排碳，使得貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束后殘留的奧氏體穩(wěn)定到室溫。不經(jīng)緩冷段的一步法工藝(Ⅱ)為，將冷軋帶鋼加熱到完全奧氏體化區(qū)，不經(jīng)緩冷區(qū)直接快速冷卻避免多邊形鐵素體及珠光體的形成，在貝氏體區(qū)完成貝氏體轉(zhuǎn)變，并殘留奧氏體，最終形成貝氏體(或貝鐵素體)和殘留奧氏體的組織。兩步法工藝(Ⅲ)是，先將冷軋帶鋼完全奧氏體化后，實現(xiàn)一次淬火形成一定比例的馬氏體和未轉(zhuǎn)變奧氏體，在二次退火過程中碳從馬氏體向奧氏體中擴散。將熱處理后的鋼板沿軋制方向線切割，根據(jù)GB/T 228—2002加工拉伸試樣，試樣的標距為50 mm，在MTS萬能試驗機上進行力學性能測試。采用光學顯微鏡(OM)和透射電鏡(TEM)進行了微觀組織分析。

圖1 熱處理工藝曲線Fig.1 Heat treatment process curves

表2 熱處理工藝參數(shù)Table 2 Heat treatment process parameters

2 試驗結(jié)果與分析

表3為3種不同連退工藝下獲得的試驗鋼的力學性能?？梢钥闯觯に?Ⅰ)處理的鋼的屈服強度和斷后伸長率最低；工藝(Ⅲ)處理的鋼的抗拉強度和斷后伸長率最高；工藝(Ⅰ)處理的鋼的屈強比最低，工藝(Ⅱ)處理的鋼的屈強比最高。3種工藝處理的鋼的強塑積依次遞增，其中工藝(Ⅲ)處理的鋼的強塑積最高。

圖2為3種試驗鋼的顯微組織?？梢钥闯?，工藝(Ⅰ)處理的鋼的組織由大量多邊形灰色鐵素體、白色塊狀MA相(馬氏體+殘留奧氏體)和少量黑色貝氏體組成。工藝(Ⅱ)處理的鋼的組織為黑灰色的條狀貝氏體鐵素體相，其間分布著白色條狀奧氏體相和部分白色塊狀MA相。工藝(Ⅲ)處理的鋼的組織為灰色條狀馬氏體，其間分布著白色條狀奧氏體和部分白色塊狀MA相。據(jù)文獻報道，以軟相(類似鐵素體)為基體的鋼的屈服強度偏低，相反以硬相(貝氏體或貝鐵素體或馬氏體)為基體的鋼的屈服強度較高。因此，工藝(Ⅰ)處理鋼的低的屈服強度和屈強比是由其軟相鐵素體基體所致。為了進一步確定奧氏體相的具體形態(tài)，對試驗鋼進行透射電鏡觀察，如圖3所示。從圖3(a)中可見，鄰近鐵素體的低密度位錯塊狀奧氏體和夾在貝氏體鐵素體(馬氏體)條間的薄膜狀奧氏體。據(jù)文獻報道，夾在條狀基體之間的膜狀殘留奧氏體的碳富集度要高于塊狀殘留奧氏體，因此膜狀殘留奧氏體的穩(wěn)定性好于塊狀殘留奧氏體[8]。從而，采用工藝(Ⅱ)和工藝(Ⅲ)處理的鋼因含有薄膜狀的殘留奧氏體而具有較高的斷后伸長率和強塑積。

3 結(jié)論

表3 試驗鋼的力學性能Table 3 Mechanical properties of the tested steels

圖2 不同熱處理工藝獲得的試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the tested steel obtained by different heat treatment processes

圖3 試驗鋼的TEM形貌Fig.3 TEM morphologies of the tested steel

(1)采用工藝(Ⅰ)處理的TRIP鋼的屈強比和強塑積均不高，其組織由多變形鐵素體、貝氏體(馬氏體)和塊狀奧氏體組成，其中鐵素體基體是導致其屈強比較低的主要原因。

(2)采用工藝(Ⅱ)和(Ⅲ)處理的TRIP鋼的屈強比和強塑積均較高，其強塑積在20 000 MPa%以上，其組織由硬相基體(貝氏體鐵素體/馬氏體)和薄膜狀奧氏體組成。其中硬相基體提高了鋼的屈服強度，穩(wěn)定性較好的薄膜狀奧氏體提高了鋼的斷后伸長率。