不同退火工藝對Nb-Ti微合金化TRIP鋼組織及力學性能的影響研究

肖洋洋 冷德平 崔磊

（馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術中心，馬鞍山243000）

1 前言

隨著能源的日趨緊張，輕量化已經(jīng)成為當今汽車行業(yè)的發(fā)展趨勢，汽車發(fā)展的要求是降低自重、節(jié)約能耗、降低排放，因此對車身材料提出了更高的要求。汽車用鋼結構也隨之發(fā)生了很大變化，即由原來以軟鋼為主發(fā)展到以高強度鋼為主，高強度鋼板將由每車使用量占車重的14%～45%提高到30%～70%[1]。為了滿足未來新一代汽車工業(yè)發(fā)展的需求，汽車用鋼研究和開發(fā)工作集中在開發(fā)新型的超高強度鋼，如雙相鋼、相變誘導塑性（TRansformation Induced Plasticity，TRIP）鋼、孿晶誘導塑性（TWinning Induced Plasticity、TWIP）鋼、含B超高強熱成形鋼等[2]。近幾年，寶鋼、鞍鋼等在TRIP鋼成分設計的基礎上利用淬火配分工藝開發(fā)出第三代先進高強鋼淬火配分（Quenching-Par-titioning，Q&P）鋼，這類鋼的基本原理是通過引入殘余奧氏體，利用殘余奧氏體的形變誘發(fā)相變、相變誘發(fā)塑性以提高鋼的塑性和成形性[3]。但是，盡管這類鋼具有強度高、成形性能好、能夠吸收碰撞能量的特點，由于傳統(tǒng)的TRIP鋼Si、Al含量較高，在生產(chǎn)和應用中面臨著一些難以克服的技術問題一直沒能實現(xiàn)規(guī)?；纳a(chǎn)和應用[4-5]。隨著國內(nèi)外對Q&P鋼研發(fā)力度加大以及鋼鐵制造、應用技術的進步，該類鋼種目前已實現(xiàn)了小批量應用，并且采用Q&P鋼板經(jīng)冷成形生產(chǎn)車門防撞桿、保險杠及B柱等零件將具有較強的競爭力[6]。

以Nb-Ti微合金化的TRIP鋼為研究對象，在試驗室條件下研究了不同退火工藝對其組織及力學性能的影響，對該類產(chǎn)品性能提升及后續(xù)推廣應用具有重要意義。

2 試驗材料及方法

2.1 試驗材料及化學成分

采用150 kg中頻感應熔煉爐對試驗鋼進行冶煉，化學成分如表1所示。將冶煉好的鋼水澆鑄成圓柱錠，然后將鑄錠加熱到1 200℃保溫1 h后鍛造成尺寸100 mm×100 mm的方坯，終鍛溫度850℃。

表1 試驗用鋼化學成分（質(zhì)量分數(shù)） %

2.2 軋制及熱處理工藝

將鍛造方坯在1 200℃下加熱4 h，隨后以開軋溫度1 150℃經(jīng)10道次壓下到4 mm，終軋溫度為900～950℃，隨后空冷到650℃時放入同樣溫度的加熱爐中隨爐冷卻來模擬卷取。熱軋板經(jīng)酸洗后，利用冷軋機經(jīng)往復軋制軋到1.4 mm厚，然后沿軋制方向，按照國標要求，制備標距為50 mm的非比例試樣。然后利用電阻爐和鹽浴爐協(xié)調(diào)配合，實現(xiàn)不同的退火工藝，分別為不同淬火溫度的兩步Q&P工藝，以及在貝氏體區(qū)等溫淬火制備TRIP鋼工藝。退火溫度根據(jù)Thermo-calc關于各相體積分數(shù)隨溫度變化的計算結果確定，Q&P工藝選擇50%奧氏體化(755℃)，60%奧氏體化（776℃），80%奧氏體化（804℃）和完全奧氏體化（827℃）條件下分別進行最佳淬火溫度的計算。等溫淬火工藝退火溫度選擇70%和完全奧氏體化溫度，貝氏體區(qū)等溫溫度選擇為400℃。具體工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼退火工藝示意

2.3 組織與性能檢測

利用Zwick/roell 050拉伸試驗機對其常規(guī)力學性能進行檢測。在拉伸后的試樣夾持端沿軋制方向截取顯微組織試樣，經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光后，采用2%的硝酸酒精溶液浸蝕，采用型號為JEOL JXA 8530F的場發(fā)射電子探針進行二次電子像觀察并拍照。

3 結果與討論

3.1 最佳淬火溫度的確定

馬氏體和奧氏體的比例與淬火溫度TQ相關，不同淬火溫度TQ時，馬氏體體積分數(shù)與淬火溫度質(zhì)檢的關系可用K-M公式（1）計算[7-8]。在不完全奧氏體化時，由于鐵素體生成造成的碳的初次富集會影響這部分初始奧氏體的Ms點。因此，首先以不同奧氏體化程度所對應的退火溫度下，Ther-mo-calc計算的奧氏體的碳含量作為原始奧氏體的碳含量，并利用此溫度下奧氏體的成分采用經(jīng)驗公式（2）計算原始奧氏體Ms點。

式中，各元素符號代表其質(zhì)量百分數(shù)。

根據(jù)Speer提出的CCE模型進行最佳淬火溫度的計算[9-10]。當碳在馬氏體和奧氏體中化學式相等時，碳從馬氏體向奧氏體的擴散完成建立CCE平衡。用MATLAB對CCE平衡進行計算，并將KM公式帶入，繪制出殘余奧氏體量隨淬火溫度變化曲線，示意圖如圖2所示，殘余奧氏體含量最高時為最佳淬火溫度。同樣計算出試驗鋼在不同奧氏體化程度條件下的各熱力學參數(shù)如表2所示。

圖2 完全奧氏體化條件下試驗鋼殘余奧氏體含量隨淬火溫度的變化

表2 各熱力學參數(shù)計算結果

由圖2可知，在淬火溫度低于最佳淬火溫度時，馬氏體含量多而殘余奧氏體含量少，最終C配分到殘余奧氏體中，獲得的穩(wěn)定奧氏體的量少。而在淬火溫度高于最佳淬火溫度時，殘余奧氏體的量多，C含量不足以穩(wěn)定現(xiàn)有的奧氏體，使得最終的穩(wěn)定奧氏體的量較少。在最佳淬火溫度進行配分時，淬火生成的殘余奧氏體都能被來自馬氏體中的C所配分，并且此時的相體積分數(shù)最大。從表2的計算結果可以發(fā)現(xiàn)，隨著奧氏體化程度逐漸降低，Ms點和最佳淬火溫度均有所下降。

3.2 不同退火工藝對試驗鋼組織的影響

使用電子探針對各工藝下的顯微組織進行高倍觀察，Q&P工藝下對應的二次電子像如圖3所示，等溫淬火工藝下對應的二次電子像如圖4所示。從圖3Q&P工藝組織形貌上能夠明顯看出鐵素體全部呈等軸狀。在755℃的退火溫度下，滲碳體有極少量呈白色顆粒狀的滲碳體分布在鐵素體基體上，退火組織主要有由一定量的鐵素體，少量的殘余奧氏體以及大量的回火馬氏體組成，此外還有極少量的貝氏體。隨著退火溫度升高，退火組織中出現(xiàn)大量的貝氏體，并且出現(xiàn)了大量的馬奧島，馬氏體的回火程度也更高，回火馬氏體與貝氏體的界限模糊。退火溫度提高到827℃時，由于已經(jīng)是理論計算的全奧氏體化溫度，組織中幾乎不再有鐵素體的存在，退火組織幾乎全部由具有高度回火特征的回火馬氏體組成，此外還有極少量的殘余奧氏體。

圖3 不同退火溫度的Q&P工藝下試驗鋼的微觀組織(5 000×)

圖4 不同退火溫度等溫淬火工藝條件下試驗鋼的微觀組織(5 000×)

在等溫淬火工藝條件下，如圖4所示，退火組織細小而復雜，包含多種組織，主要有鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體和馬奧島。在790℃的退火溫度下，退火組織中有大量的貝氏體及較多的馬奧島，當溫度上升到827℃時，退火組織中的殘余奧氏體更加細小而分散。

3.3 不同退火工藝對試驗鋼力學性能的影響

不同工藝下的試驗鋼力學性能如表3所示。應力應變曲線如圖5所示。從圖5結合表3可以看出，在Q&P工藝下，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度都較為接近，隨著退火溫度的升高，抗拉強度先略有降低隨后保持穩(wěn)定，當退火溫度升高到827℃時，屈服強度和抗拉強度材明顯升高，抗拉強度最高到1 118 MPa。延伸率先上升后急劇降低，804℃退火時達到最大值20.73%。屈強比呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢，數(shù)值變化為0.64～0.92。Q&P工藝條件下在804℃退火時，試驗鋼具有較好的綜合力學性能，強塑積達到19.71 GPa·%。在等溫淬火（TRIP）工藝條件下，790℃退火時綜合力學性能最優(yōu)，強塑積達到32.94 GPa·%。

表3 不同退火工藝下試驗鋼的力學性能

圖5 試驗鋼不同工藝條件下應力-應變曲線

4 結論

a.在Q&P工藝條件下，隨著退火溫度的增加鐵素體減少，總體馬氏體含量增加，回火馬氏體含量也增加，同時在高退火溫度下出現(xiàn)了無碳化物貝氏體組織。

b.等溫淬火工藝組織主要有鐵素體、馬氏體、貝氏體和馬奧島。在790℃的退火溫度下，退火組織中有大量的貝氏體及較多的馬奧島，當溫度上升到827℃時，退火組織中的殘余奧氏體更加細小而分散。

c.在Q&P工藝條件下，隨著退火溫度升高試驗鋼抗拉強度略有降低，延伸率增加，當退火溫度達到827℃時，試驗鋼抗拉強度急劇增加，延伸率急劇降低。退火溫度為804℃時綜合力學性能最優(yōu)，強塑積達到最大值20.73%。在等溫淬火工藝條件下，790℃退火時綜合力學性能最優(yōu)，強塑積達到32.94 GPa·%，但抗拉強度略低。綜合來看，試驗鋼在Q&P工藝下能夠?qū)崿F(xiàn)高強度的同時兼具良好的塑性。