熱軋鈦微合金化TRIP鋼的組織與性能研究

衣海龍，徐 薇，龍雷周，劉振宇，王國棟

（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）

為了滿足汽車行業(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鋼具有良好的強(qiáng)度和塑性，與其他沖壓用鋼板相比，加工硬化和烘烤硬化性能均很高。同時(shí)，高強(qiáng)度、高塑性TRIP鋼具有良好的疲勞性能和抗撞性能，可以有效實(shí)現(xiàn)汽車關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件的減重，對(duì)節(jié)約能源、減少排放和提高安全性具有顯著效果［1－4］。從生產(chǎn)工藝上來說，TRIP鋼可分為熱處理型TRIP鋼和熱軋型TRIP鋼。熱處理型TRIP鋼采用臨界加熱、下貝氏體等溫淬火的工藝方法來獲得TRIP轉(zhuǎn)變所需的大量殘余奧氏體；而熱軋型TRIP鋼是通過控制軋制和控制冷卻來獲得大量的殘余奧氏體，由于可省去復(fù)雜的熱處理過程，且具有成分設(shè)計(jì)簡單、工藝可實(shí)施強(qiáng)等優(yōu)勢(shì)，因此具有良好的發(fā)展前景［5－9］。對(duì)于熱軋型TRIP鋼來說，從成分設(shè)計(jì)上來看，除了選用C、Si、Mn等固溶強(qiáng)化元素外，還添加了一定量的Nb、V、Ti等微合金元素，但以往研究較多的為Nb、V系熱軋 TRIP鋼［10－16］，而對(duì)鈦微合金化 TRIP鋼的研究則相對(duì)較少。從生產(chǎn)成本考慮，鈦微合金元素的價(jià)格較低，采用以Ti代替Nb、V微合金元素后，其生產(chǎn)成本將大幅降低，同時(shí)，鈦微合金元素具有一定的細(xì)晶強(qiáng)化及較強(qiáng)的析出強(qiáng)化作用，對(duì)提高熱軋TRIP的綜合性能具有明顯的優(yōu)勢(shì)，因此，研究鈦微合金化熱軋TRIP鋼的組織與性能具有重要意義。

本工作針對(duì)一種鈦微合金化的熱軋TRIP鋼，從熱軋工藝角度出發(fā)，測(cè)定其連續(xù)冷卻條件下的相變曲線，并進(jìn)行了系列熱軋實(shí)驗(yàn)，研究不同軋制與冷卻工藝下實(shí)驗(yàn)鋼組織與性能的演變規(guī)律，為熱軋TRIP鋼的生產(chǎn)工藝制定提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為設(shè)計(jì)并冶煉的一種含鈦的TRIP鋼，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%，下同）為0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.27Mo，0.005 N，余量為鐵。

連續(xù)冷卻曲線的測(cè)定是在Formastor－FII全自動(dòng)相變儀上進(jìn)行，試樣尺寸為φ3mm×10mm的圓柱形試樣。首先，將試樣以10℃／s的速率升溫到1250℃，保溫5min，然后以10℃／s的冷卻速率冷卻至880℃，然后分別以0.2，0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷卻速率冷卻至室溫，記錄冷卻過程的熱膨脹曲線，繪制CCT曲線。

熱軋實(shí)驗(yàn)在φ450mm實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行，坯料尺寸為85mm×85mm×110mm，經(jīng)箱式加熱爐加熱到1200℃，保溫2h，利用熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)軋成6mm厚鋼板，軋制規(guī)程：85mm→70mm→55mm→40mm（待溫）→29mm→21mm→16mm→12mm→9mm→7mm→6mm。采用兩階段待溫軋制：第一階段，終軋溫度為1050℃，中間待溫厚度為40mm；第二階段，開軋溫度為950℃，終軋溫度為800～880℃，空冷至650～700℃后，快速冷卻至400℃，保溫1h后空冷至室溫。

拉伸性能檢測(cè)是在CMT－5105電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為5mm／min。金相試樣經(jīng)研磨、拋光后采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后利用JEOL JXA－8530F掃描電子顯微鏡進(jìn)行組織觀察與分析；通過制作薄膜試樣，利用TECNAI G2F20透射電子顯微鏡進(jìn)行組織及析出物觀察與分析。

2 結(jié)果及分析

2.1 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

圖1為實(shí)驗(yàn)鋼在連續(xù)冷卻條件下的相變曲線。當(dāng)冷卻速率在0.2～1℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼先經(jīng)過鐵素體相區(qū)，后經(jīng)過貝氏體相區(qū)，其奧氏體／鐵素體相變溫度為500～650℃；當(dāng)冷卻速率在1～2℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過貝氏體相區(qū)；當(dāng)冷卻速率在2～5℃／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)，其Ms點(diǎn)在450℃左右；當(dāng)冷卻速率大于5℃／s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過馬氏體相區(qū)。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鋼組織，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，采用較寬冷卻速率在中溫段實(shí)現(xiàn)貝氏體相變，最后，在Ms點(diǎn)附近進(jìn)行一定的保溫或等溫處理，有效控制殘余奧氏體／馬氏體的轉(zhuǎn)變量，進(jìn)而保證其在室溫拉伸變形過程中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。從CCT曲線來看，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，在熱軋實(shí)驗(yàn)中應(yīng)精確控制其對(duì)應(yīng)的鐵素體區(qū)間的冷卻速率和隨后的保溫溫度以及時(shí)間。

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested steels

2.2 熱軋工藝參數(shù)及力學(xué)性能

表1，2分別為實(shí)驗(yàn)鋼熱軋工藝參數(shù)及對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能。圖2為不同空冷結(jié)束溫度下實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能隨終軋溫度的變化情況。對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度來說，屈服強(qiáng)度Rt0.5和抗拉強(qiáng)度Rm均隨終軋溫度的升高而有所降低。對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的伸長率A來說，當(dāng)終軋溫度在850℃以下時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的伸長率變化幅度較小，當(dāng)終軋溫度升高到880℃左右時(shí)，其伸長率有所降低。隨著空冷結(jié)束溫度的降低，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度有所較低，且降低幅度較大。當(dāng)終軋溫度和空冷結(jié)束溫度分別為796℃和722℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及強(qiáng)塑積（Rm·A）分別達(dá)到661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力學(xué)性能。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的熱軋工藝參數(shù)Table1 The parameters of hot rolling for the tested steels

表2 實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table2 Mechanical properties of the tested steels

圖2 不同空冷結(jié)束溫度下終軋溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響（a）690～722℃；（b）652～659℃Fig.2 Influence of finish rolling temperature on mechanical properties of the tested steels under different air cooling end temperatures（a）690－722℃；（b）652－659℃

2.3 顯微組織分析

圖3為實(shí)驗(yàn)鋼在不同軋制與冷卻工藝下的顯微組織。實(shí)驗(yàn)鋼的組織均由鐵素體及貝氏體構(gòu)成，隨著終軋溫度的降低，組織中鐵素體及貝氏體的晶粒尺寸變細(xì)，同時(shí)，鐵素體的量也有所增加。當(dāng)終軋溫度和空冷結(jié)束溫度分別為880℃和700℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的組織主要為粗大的鐵素體和貝氏體，粗大的鐵素體和貝氏體降低了實(shí)驗(yàn)鋼的伸長率。當(dāng)空冷結(jié)束溫度降低到650℃左右時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的組織中鐵素體較為粗大，同時(shí)，存在一些粗大的馬氏體／奧氏體島，因此，實(shí)驗(yàn)鋼的伸長率也有所降低。

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼在不同工藝下的掃描電鏡照片（a）1＃；（b）2＃；（c）3＃；（d）4＃；（e）5＃；（f）6＃Fig.3 Images of the tested steels under different processes（a）1＃ ；（b）2＃ ；（c）3＃ ；（d）4＃ ；（e）5＃ ；（f）6＃

表3為不同工藝條件下實(shí)驗(yàn)鋼的組織構(gòu)成及對(duì)應(yīng)的體積分?jǐn)?shù)。通過對(duì)殘余奧氏體的XRD分析，計(jì)算出對(duì)應(yīng)殘余奧氏體的碳含量分別為1.22%，1.29%，1.10%，1.14%，1.18%，1.18%。當(dāng)殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較大時(shí)，殘余奧氏體中碳含量則相應(yīng)減小。結(jié)合表1，2可知，當(dāng)終軋溫度和空冷結(jié)束溫度分別為796℃和722℃時(shí)，3＃實(shí)驗(yàn)鋼的性能最佳，其對(duì)應(yīng)的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為18.1%，殘余奧氏體中碳含量為1.10%。從TRIP效應(yīng)來看，當(dāng)終軋溫度和空冷結(jié)束溫度分別為872℃和652℃時(shí)，4＃實(shí)驗(yàn)鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為19%，殘余奧氏體中碳含量為1.14%，二者乘積最大，TRIP效應(yīng)最強(qiáng)。

表3 不同工藝條件下實(shí)驗(yàn)鋼的組織構(gòu)成及對(duì)應(yīng)的體積分?jǐn)?shù)Table3 Microstructure and the corresponding volume fraction of the tested steels under different processes

圖4為3＃實(shí)驗(yàn)鋼殘余奧氏體的透射電鏡照片。圖4（a），（c），（e）中的電子衍射花樣均是電子束沿奧氏體 ［110］晶帶軸入射得到的，圖4（b），（d），（f）中的電子衍射花樣都是電子束沿奧氏體［100］晶帶軸入射得到的。在實(shí)驗(yàn)鋼中發(fā)現(xiàn)了大量各種形態(tài)分布的殘余奧氏體，從形狀來說，其主要有針狀、塊狀及顆粒狀；從分布位置來說，主要存在于鐵素體晶粒內(nèi)、晶界處及貝氏體鐵素體板條間，貝氏體鐵素體板條間薄膜狀殘余奧氏體主要在貝氏體區(qū)等溫時(shí)形成，先形成的貝氏體板條會(huì)向板條間的奧氏體中排碳，碳原子富集到一定程度就會(huì)使這種薄膜狀的奧氏體穩(wěn)定到室溫。實(shí)驗(yàn)鋼在變形過程中，獲得了高強(qiáng)度和高塑性相匹配的良好力學(xué)性能，而這一過程中一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體起到了重要的作用，部分殘余奧氏體在變形時(shí)變成馬氏體產(chǎn)生硬化效果，同時(shí)也使應(yīng)力松弛，從而有效抑制頸縮和界面空位的產(chǎn)生，對(duì)材料塑性的改善起到了至關(guān)重要的作用。

圖4 3＃實(shí)驗(yàn)鋼殘余奧氏體的TEM照片（a），（b）顆粒狀殘余奧氏體；（c），（d）塊狀殘余奧氏體；（e），（f）針狀殘余奧氏體Fig.4 Images of retained austenite in 3＃tested steel（a），（b）granular retained austenite；（c），（d）massive retained austenite；（e），（f）needle retained austenite

圖5為3＃實(shí)驗(yàn)鋼的透射電鏡組織及析出物照片?？梢钥闯觯瑢?shí)驗(yàn)鋼中貝氏體主要以板條貝氏體為主，鐵素體晶粒尺寸較為細(xì)小均勻。同時(shí)，在鐵素體基體上存在大量的細(xì)小析出物。拉伸過程中，細(xì)小彌散的析出物有效釘扎位錯(cuò)，使強(qiáng)度升高，因此，組織細(xì)化及析出強(qiáng)化有效提高了實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。圖6為實(shí)驗(yàn)鋼拉伸前后的XRD分析。可知，殘余奧氏體的（220），（311）峰在拉伸后降低或消失，說明在拉伸過程中發(fā)生了TRIP效應(yīng)。

圖5 3＃實(shí)驗(yàn)鋼透射電鏡和析出物照片（a）貝氏體；（b）鐵素體；（c）析出物Fig.5 Images and precipitate of 3＃tested steel（a）bainite；（b）ferrite；（c）precipitate

圖6 拉伸前后實(shí)驗(yàn)鋼的XRD Fig.6 XRD patterns for the tested steels before and after tensile

總之，對(duì)熱軋鈦微合金化TRIP鋼來說，為了有效獲得一定量的鐵素體組織，可適當(dāng)降低終軋溫度，促進(jìn)鐵素體相變。采用有效的緩冷冷卻工藝，但緩冷終冷溫度過低容易導(dǎo)致鐵素體晶粒尺寸過大，對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能不利。同時(shí)，在貝氏體區(qū)進(jìn)行保溫處理，進(jìn)而獲得鐵素體，貝氏體及一定量的殘余奧氏體組織，實(shí)現(xiàn)組織與性能的有效控制。

3 結(jié)論

（1）測(cè)定了含鈦TRIP鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。實(shí)驗(yàn)鋼中奧氏體／鐵素體、奧氏體／馬氏體相變溫度大致為500～650℃和450℃左右。當(dāng)冷卻速率較低時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過鐵素體相變區(qū)；在較寬的冷卻速率范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過貝氏體及馬氏體相區(qū)。

（2）實(shí)驗(yàn)鋼在不同軋制與冷卻工藝下均獲得了鐵素體，貝氏體及殘余奧氏體的熱軋TRIP鋼組織。隨著終軋溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有所降低；隨著空冷結(jié)束溫度的降低，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度降低幅度較大；當(dāng)終軋溫度和空冷結(jié)束溫度分別為796℃和722℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和強(qiáng)塑積分別為661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力學(xué)性能。其組織為細(xì)小的鐵素體及板條貝氏體，鐵素體基體上存在大量細(xì)小的析出物，有效提高了實(shí)驗(yàn)鋼的性能。

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