C-Si-Mn系TRIP鋼貝氏體等溫處理工藝的探究

供稿|李 霞，張成偉

C-Si-Mn系TRIP鋼貝氏體等溫處理工藝的探究

供稿|李 霞，張成偉

利用X射線衍射（XRD）、金相顯微技術(MM)等檢測方法，通過熱模擬試驗，研究了貝氏體等溫處理工藝對冷軋TRIP鋼組織組成、室溫時殘余奧氏體含量及力學性能的影響規(guī)律。結果表明，在380～420 ℃范圍內(nèi)進行貝氏體等溫處理，可以獲得良好的TRIP效應，此時其強塑積達到2.23×104(MPa·%)。

冷軋TRIP鋼（Transformation Induced Plasticity steel）又稱相變誘導塑性鋼，是由Zackay V F發(fā)現(xiàn)并命名[1]。TRIP效應是使鋼板中殘余奧氏體在塑性變形作用下誘發(fā)馬氏體形核，引入相變強化和塑性增長，提高鋼板的強度和韌性[2]，TRIP鋼與同等強度級別的雙相鋼相比，塑性相對較高，即有較高的強塑積，因此滿足 了現(xiàn)代汽車制造業(yè)既減重節(jié)能又保證安全性的要求[3]。近年來，已經(jīng)有大量的TRIP鋼產(chǎn)品生產(chǎn)并實際應用在汽車領域上, 經(jīng)濟效益顯著。

冷軋TRIP鋼的連續(xù)退火工藝是形成其最終組織和性能的關鍵，它主要分為兩個階段，在第一階段兩相區(qū)臨界退火完成時，鐵素體和奧氏體的組織含量大約各占50%，然后進行第二階段貝氏體等溫退火，此時奧氏體組織少部分經(jīng)歷碳的富集成為殘余奧氏體保留下來，大部分轉變?yōu)樨愂象w組織。冷軋TRIP590鋼典型的金相組織是由50%～60%鐵素體、25%～40%貝氏體和5%～15%殘余奧氏體組成，有時還有少量的馬氏體組織。

試驗材料及方法

試驗設備及材料

試驗設備采用本鋼引進的國外先進的熱模擬試驗機。試樣規(guī)格為1.4 mm×1250 mm。

TRIP590試驗鋼的化學成分見表1。

試驗方法

1#、2#、3#試驗鋼以2.9 ℃/s加熱速度在820 ℃進行臨界區(qū)等溫退火，保溫180 s后，以120 m/min的模擬速度，緩冷至750 ℃后，分別選取貝氏體溫度為380 ℃、420 ℃、460 ℃三組溫度進行貝氏體等溫退火試驗，保溫456 s后，終冷至150 ℃，試樣經(jīng)偏重亞硫酸鈉與苦味酸染色混合溶劑腐蝕后，觀察其組織組成。具體工藝制度如表2。

表1 TRIP590化學成分(質(zhì)量分數(shù)) %

表2 TRIP590鋼貝氏體等溫退火工藝制度

試驗結果及分析討論

金相組織檢驗

圖1為1#、2#、3#試驗鋼分別在380 ℃、420 ℃、460 ℃時進行貝氏體等溫退火試驗結束時得到的金相組織。該組織由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和少量馬氏體組成。由金相彩色圖片可見鐵素體以淺褐色多邊形組織大量存在，貝氏體組織為黑色不規(guī)則形狀分布于鐵素體晶界處，殘余奧氏體和少量馬氏體組織以白色島狀形態(tài)分布于鐵素體內(nèi)部和晶界處。

貝氏體等溫退火后，組織中殘余奧氏體的百分含量是采用X射線衍射法測定的，圖2是在380 ℃、420 ℃、460 ℃進行貝氏體等溫退火時測得的XRD圖譜，殘余奧氏體的體積分數(shù)依據(jù)鐵素體和奧氏體衍射峰的積分強度計算得出。

力學性能檢驗

力學性能檢驗結果見表3。

分析討論

圖1 不同的貝氏體等溫退火溫度對應的金相照片

圖2 380℃、420℃、460℃時貝氏體等溫退火對應的XRD圖譜

冷軋TRIP鋼的生產(chǎn)，連續(xù)退火工藝是控制核心，它是影響產(chǎn)品最終性能的最關鍵因素。在貝氏體等溫轉變階段，轉變溫度、保溫時間、冷卻速度是控制關鍵點。在這個階段，為了得到理想的貝氏體組織應保持較高的冷卻速度以避免珠光體組織的形成，同時要選擇合適的轉變溫度和保溫時間，以保證在奧氏體向貝氏體轉變過程中，碳元素在殘余奧氏體中充分富集，才能在室溫時得到富碳的穩(wěn)定的殘余奧氏體組織。殘余奧氏體的含量及殘奧中的碳含量是影響TRIP效應的關鍵因素。它最終將影響產(chǎn)品的機械性能[4]。

從金相檢驗結果來看，非金屬夾雜物級別較低，晶粒度為10.5～11.5級，從金屬顯微組織檢驗圖片來看，基本為鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和少量馬氏體組織。

觀察表2和表3可以看出，1#、2#試樣的貝氏體轉變溫度范圍為380～420 ℃，此時正好是貝氏體轉變曲線的鼻尖溫度，形成貝氏體的速度較快、孕育期較短，因此保證了貝氏體組織含量。而3#試樣的貝氏體轉變溫度為460 ℃，轉變溫度較高，接近貝氏體轉變溫度范圍的上限，不能形成足量的貝氏體組織，同時由于此時與兩相區(qū)轉變的溫差較小，造成鋼板冷速較慢，在退火冷卻過程中容易析出鐵素體組織，因此不能保證室溫時充足的殘留奧氏體組織含量。

TRIP鋼中有較高的碳含量和在貝氏體二次等溫退火這兩項有利條件，可以保證碳的充分富集甚至可以在室溫時抑制馬氏體的形成[5]。

表3 TRIP590力學性能檢驗結果

由圖1、圖2可見，1#、 2#試樣的可以獲得較好的三相組織比例和殘余奧氏體量。從表3也可以看出，1#、2#試樣的力學性能檢驗結果比較理想，各項指標全部達到了標準要求。而貝氏體轉變溫度為460 ℃的3#試樣強度結果偏高，延伸率、n值都未達標，室溫組織殘奧量相對較低，結果并不理想。分析其原因：（1）兩相區(qū)轉變與貝氏體等溫轉變的溫差較?。夭?60 ℃），過冷速度為25.7 ℃/s，幾乎是生成珠光體組織的溫度極限，造成室溫組織中貝氏體和殘余奧氏體含量都較少；（2）貝氏體轉變溫度設定為460 ℃時，是貝氏體轉變溫度范圍的上限，未形成足夠量的貝氏體組織，殘余奧氏體含量減少，鋼的強度增加而塑性降低，TRIP效應減弱。同時，根據(jù)理論研究，由貝氏體轉變溫度由420 ℃升到460 ℃時，延伸率會明顯降低，試驗結果也證實了這一點。

同樣，此階段的保溫時間也影響著最終的組織比例和產(chǎn)品力學性能：如果此階段的保溫時間過短，不僅不利于殘余奧氏體中碳的富集，同時也沒有充分的時間形成足夠的貝氏體組織，沒有充分富碳的奧氏體組織是不穩(wěn)定的，它在室溫時很容易轉變成馬氏體組織而降低TRIP效應；相反，如果此階段的保溫時間過長，則可能造成我們不希望看到的碳化物的析出，這同樣也減少了殘余奧氏體的含量及殘奧中的碳含量，也是不可取的。

結論

綜合以上的試驗結果和分析討論可以得出：連續(xù)退火處理中，如何選擇貝氏體工藝階段的轉變溫度和保溫時間這兩項工藝參數(shù)，是決定產(chǎn)品的最終組織和性能的關鍵。

通過本次試驗得出結論：在貝氏體等溫退火工藝階段，選擇380～420 ℃、保溫456 s進行等溫轉變，可以得到典型的組織比例，此時殘奧量及殘奧中碳含量也相對較高，殘余奧氏體較穩(wěn)定，有利于TRIP效應，在此溫度范圍內(nèi)，力學性能檢驗結果也比較理想，各項指標全部達到了標準要求，其強塑積達到2.23×104(MPa·%)。

[1] Zackay V F, Parker, Fahr, et al. The Enhancement of Ductility onHigh-Strength Steels. Trans of ASM, 1967, 60(2): 252

[2] S. Turteltaub, A. S. J. Suiker. Transformation-induced Plasticity in Ferrous Alloys. Journal of the Mechanics and Physics of Solids, 2005, 53( 8): 1747

[3] 唐荻, 米振莉, 陳雨來. 國外新型汽車用鋼的技術要求及研究開發(fā)現(xiàn)狀. 鋼鐵, 2005, 40(6): 1

[4] 劉永前, 陳宇. 相變誘導塑性鋼生產(chǎn)現(xiàn)狀與發(fā)展趨勢. 武漢工程職業(yè)技術學報, 2010, 22(3): 23

[5] 朱麗娟, 呂義. TRIP鋼相變誘發(fā)塑性的影響因素研究. 汽車工藝與材料, 2008, (12): 46

Exploring of Bainite Isothermal Treatment Process of C-Si-Mn TRIP Steel

/ LI Xia, ZHANG Cheng-wei

10.3969/j.issn.1000–6826.2015.02.15

李霞（1973—），女，碩士研究生，高級工程師，從事汽車板研究，本鋼汽車板開發(fā)項目部。

本鋼集團有限公司汽車板研發(fā)所，遼寧 本溪 117000