陳立本 姜 滬 張功庭 何燕霖 李 麟

(1.上海大學 材料科學與工程學院，上海 200072; 2.攀枝花鋼鐵研究院，四川 攀枝花 617023)

相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP鋼)作為一種低合金高強度汽車用鋼，具有良好的綜合力學性能以及經(jīng)濟性，近年來受到了廣泛的研究與關注[1- 2]。TRIP鋼的熱處理過程主要有兩相區(qū)退火和貝氏體等溫兩個階段。目前關于合適的兩相區(qū)退火溫度研究通常有以下幾種觀點：Emadoddin等[3]認為在退火溫度為(Ac1+Ac3)/2+20 ℃時能達到最高殘留奧氏體量與最佳力學性能；Zhu等[4]認為在保持兩相區(qū)退火組織為67%奧氏體(A)+33%鐵素體(F)(體積分數(shù)，下同)時可獲得最佳力學性能；Kim等[5]認為兩相區(qū)退火溫度應確保鋼中50%奧氏體+50%鐵素體的組織配比。本研究擬采用熱力學計算方法確定合適的兩相區(qū)退火參數(shù)，并結合試驗研究兩相區(qū)退火對復合添加Al- V- Ti的TRIP鋼組織與力學性能的影響，以期為制定合理的TRIP鋼熱處理工藝提供一定參考。

1 試驗材料與方法

試驗鋼為厚度1.4 mm的冷軋TRIP鋼板，其化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of test steel (mass fraction) %

在鹽浴爐中進行熱處理試驗。采用微機控制電子萬能試驗機WANCE ETM504C進行室溫單向拉伸試驗，拉伸試樣標距為50 mm，拉伸速率為2 mm/min。

熱處理后試樣經(jīng)研磨、拋光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕制備成金相試樣，然后使用HITACHIS- 570S掃描電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織。透射樣品經(jīng)機械研磨至50 μm后，沖制成直徑3 mm的薄片，使用5%高氯酸酒精電解液進行雙噴電解減薄，然后在JEM- 2010F場發(fā)射透射電鏡上觀察試樣的精細結構，加速電壓為200 kV。使用18 kW D/MAX2500V型X射線衍射儀測定殘留奧氏體的體積分數(shù)及其含碳量，試樣經(jīng)機械拋光后使用電解拋光去除殘余應力。采用Cu靶，管壓40 kV，管電流40 mA，掃描范圍40°～100°，步長為0.02°。

殘留奧氏體的體積分數(shù)由式(1)[6]進行計算：

(1)

式中：Iγ為奧氏體(220)γ及(311)γ峰的積分強度的平均值，Iα為鐵素體(211)α峰的積分強度。

殘留奧氏體含碳量由式(2)[7]計算。

(2)

式中：a為殘留奧氏體的點陣常數(shù)。

2 熱力學計算與熱處理方案制定

利用Thermo- Calc(TCFE6數(shù)據(jù)庫)軟件計算得到試驗鋼A1、A3溫度分別為705與933 ℃。同時使用DIL805A熱膨脹儀測得試驗鋼Ac1、Ac3溫度分別為675和914 ℃。說明可采用Thermo- Calc軟件計算試驗鋼在不同退火溫度下的相組成，結果如表2所示。

表2 試驗鋼在不同溫度退火后的相組成計算結果Table 2 Calculation results of phase composition of test steel annealed at different temperatures

由計算確定試驗鋼的退火溫度區(qū)間為780～840 ℃，以20 ℃為間隔。該溫度區(qū)間包括了試驗鋼40%～60%奧氏體、(Ac1+Ac3)/2±20 ℃的退火溫度區(qū)間。研究還考慮了退火時間(1、2、3、5、16 min)對試驗鋼力學性能的影響，具體熱處理工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼熱處理工藝圖Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment process of test steel

3 結果與討論

3.1 兩相區(qū)退火對試驗鋼組織的影響

圖2(a)～2(d)為試驗鋼在不同兩相區(qū)溫度退火后的顯微組織，由圖可知該組織由鐵素體、貝氏體及殘留奧氏體組成。此外，隨著兩相區(qū)退火溫度的升高，鋼中鐵素體含量明顯減少，貝氏體與殘留奧氏體含量增加，這與熱力學計算結果相吻合。

試驗鋼在兩相區(qū)820 ℃等溫不同時間后的顯微組織如圖3所示，可以看出，隨著兩相區(qū)等溫時間的延長，試驗鋼的晶粒尺寸不斷增大。且退火時間較短時，貝氏體和殘留奧氏體呈較均勻規(guī)則的顆粒狀，而退火時間較長時，貝氏體和殘留奧氏體呈不規(guī)則的條狀與塊狀。分析其原因是隨著兩相區(qū)保溫時間的延長，奧氏體晶粒長大，導致奧氏體平均含碳量下降，在后續(xù)貝氏體等溫過程中碳元素富集不均勻，從而出現(xiàn)了條狀貝氏體組織。

圖2 試驗鋼兩相區(qū)不同溫度退火后的顯微組織Fig.2 Microstructures of test steel annealed at different intercritical temperatures

圖3 試驗鋼在兩相區(qū)820 ℃等溫不同時間后的顯微組織Fig.3 Microstructures of test steel after annealing at 820 ℃ for different times

3.2 兩相區(qū)退火對試驗鋼力學性能的影響

圖4為試驗鋼在不同兩相區(qū)溫度退火后的力學性能，可以看出，隨著兩相區(qū)退火溫度的升高，試驗鋼的抗拉強度先上升后下降，平均值約1 060 MPa，屈服強度先略微下降后上升，斷后伸長率則顯著上升后略下降，在820 ℃退火時最高，為22.4%。試驗鋼強塑積的變化趨勢與斷后伸長率基本一致，在820 ℃退火時獲得最佳強塑積為24 956 MPa·%。820 ℃為試驗鋼的(Ac1+Ac3)/2+25 ℃溫度，此時兩相區(qū)相組成約為54%奧氏體+46%鐵素體。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同兩相區(qū)溫度退火后的力學性能Fig.4 Mechanical properties of test steel after annealing at different intercritical temperatures

圖5為試驗鋼在820 ℃兩相區(qū)保溫不同時間、400 ℃貝氏體區(qū)等溫5 min后的力學性能。可見，試驗鋼的斷后伸長率隨著兩相區(qū)保溫時間的延長先升高后降低，在兩相區(qū)退火時間為3 min時達到最大值23.9%，對應強塑積為26 123 MPa·%。當保溫時間延長至16 min時斷后伸長率降低至僅18.8%，強塑積為20 206 MPa·%。兩相區(qū)退火時間對試驗鋼抗拉強度的影響并不明顯，均保持在1 050 MPa以上。此外，兩相區(qū)退火時間對試驗鋼屈服現(xiàn)象的影響如表3所示，試驗鋼的拉伸應力- 應變曲線如圖6所示。可見，隨著兩相區(qū)退火時間的延長，試驗鋼的屈服強度不斷降低，屈服平臺的長度也不斷縮短，當?shù)葴貢r間超過5 min后，屈服平臺消失，該現(xiàn)象在文獻[8]中也有報道。其原因可能是隨著兩相區(qū)退火時間的延長，試驗鋼中的合金元素擴散充分，柯氏氣團溶解，降低了拉伸應變初期對可動位錯的釘扎作用，從而降低了試驗鋼的屈服強度，縮短了屈服平臺長度，呈現(xiàn)連續(xù)屈服的特征。

圖5 試驗鋼在兩相區(qū)820 ℃保溫不同時間后的力學性能Fig.5 Mechanical properties of test steel after intercritical annealing at 820 ℃ for different times

表3 兩相區(qū)退火時間對試驗鋼屈服現(xiàn)象的影響Table 3 Effect of intercritical annealing times on yield property of test steel

圖6 在兩相區(qū)溫度退火不同時間的試驗鋼的應力- 應變曲線Fig.6 Stress- strain curves of test steel after intercritical annealing for different times

3.3 兩相區(qū)退火對殘留奧氏體的影響

參考Chiro等[9]的研究結果，使用殘留奧氏體量與殘留奧氏體中碳含量的乘積作為殘留奧氏體的穩(wěn)定性參數(shù)(R=Vγ×Cγ)，分析了試驗鋼力學性能與殘留奧氏體穩(wěn)定性之間的關系，結果如圖7和圖8所示。

由圖7可見，隨著兩相區(qū)等溫溫度的升高，試驗鋼中殘留奧氏體體積分數(shù)整體上先升高后下降，殘留奧氏體中碳含量也呈現(xiàn)相同趨勢。在820 ℃退火時獲得最高殘留奧氏體量(21.91%)及其碳含量(1.22%)，對應了最佳的力學性能，此時殘留奧氏體呈薄膜狀分布于貝氏體間，如圖9所示。有文獻[10]認為這種形態(tài)的殘留奧氏體在應變過程中具有較高的穩(wěn)定性。試驗鋼的強塑積與R值變化趨勢相同，820 ℃退火時獲得了最高的R值為26.7，對應的最佳強塑積為24 956 MPa·%。這說明殘留奧氏體的穩(wěn)定性對試驗鋼的力學性能至關重要。

由圖8可見，隨著兩相區(qū)退火時間的延長，試驗鋼中殘留奧氏體量及其碳含量整體上先增加后減少，在兩相區(qū)退火3 min時達到最大值，即殘留奧氏體體積分數(shù)為19.61%，碳含量為1.41%。其原因可能是過長的兩相區(qū)等溫時間使得試驗鋼中奧氏體晶粒長大，降低了奧氏體晶粒的平均碳含量，在隨后貝氏體等溫過程中碳元素在殘留奧氏體中富集不足，導致在后續(xù)冷卻過程中部分殘留奧氏體失穩(wěn)分解，從而降低了試驗鋼的最終殘留奧氏體量及其含碳量。同時，保溫時間過長對試驗鋼晶粒粗化的作用也值得考慮。試驗鋼強塑積的變化趨勢與R值保持一致，隨著兩相區(qū)退火時間的延長，R值先升高后降低，在退火時間為3 min時R值達到最大值為27.7，此時試驗鋼的強塑積也獲得最大值為26 123 MPa·%。

圖7 不同兩相區(qū)溫度退火的試驗鋼的殘留奧氏體穩(wěn)定性與力學性能關系Fig.7 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing at different temperatures

圖8 兩相區(qū)等溫不同時間的試驗鋼的殘留奧氏體穩(wěn)定性與力學性能關系Fig.8 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing for different times

圖9 試驗鋼中殘留奧氏體的明場像(a)和暗場像(b)Fig.9 Bright field (a) and dark field images (b) of retained austenite in test steel

4 結論

(1)試驗鋼經(jīng)不同兩相區(qū)退火工藝處理后，組織均為鐵素體、貝氏體加殘留奧氏體三相組織。其中，鐵素體含量隨著兩相區(qū)退火溫度的升高而降低。當兩相區(qū)退火溫度為820 ℃時，試驗鋼獲得較佳力學性能，此時退火組織為54%奧氏體+46%鐵素體。

(2)試驗鋼經(jīng)820 ℃退火3 min、400 ℃貝氏體區(qū)等溫5 min后可獲得最佳力學性能，即抗拉強度為1 093 MPa，斷后伸長率為23.9%，強塑積為26 123 MPa·%。此時試驗鋼中殘留奧氏體以薄膜狀分布于貝氏體與鐵素體間，殘留奧氏體體積分數(shù)為19.61%，其含碳量為1.41%，殘留奧氏體穩(wěn)定性參數(shù)R值最高為27.7，并與強塑積呈正比關系。

(3)兩相區(qū)退火時間對試驗鋼屈服行為影響顯著。隨著兩相區(qū)退火時間的延長，試驗鋼的屈服強度降低、屈服平臺長度縮短。當退火時間超過5 min后，試驗鋼呈現(xiàn)出連續(xù)屈服的特性。