退火温度对不同成分TRIP 780钢组织与拉伸性能的影响

刘刚伟，刘清友，贾书君，曹建春，李珊珊

（1.昆明理工大学材料科学与工程学院，昆明 650093；2.钢铁研究总院结构材料研究所，北京 100081）

0 引言

TRIP（相变诱发塑性）钢是通过形变残余奥氏体向马氏体转变来获得高塑性和强度的，与普碳钢、低合金高强度钢和双相钢相比，其具有更加优异的成型性，并具有低的成本和很高的抗冲击吸收能，因此广泛应用于汽车安全零部件［1－3］。近几年，随着汽车行业节能减排理念的深入，对所用TRIP 钢各项性能的要求也越来越严格。目前的研究工作主要集中于TRIP钢的组织、成分、热处理工艺以及力学性能等方面。目前商业大规模生产的冷轧TRIP钢通过采用合适的热处理工艺，形成了铁素体、贝氏体、少量残余奥氏体和马氏体的混合组织，其组织中的各相配比以及残余奥氏体中的碳含量对冷轧TRIP钢的最终目标性能有着显著的影响［4－5］，这也是目前研究的热点。作者基于微合金元素钛在再结晶区对TRIP780钢可起到细化晶粒的作用，以及在600 ℃卷曲时钛的沉淀强化作用，在各元素基本相近（钛除外）的条件下，研究了实际大生产中780 MPa级TRIP钢的一个重要工艺参数——冷轧后热处理退火温度的变化对其组织和拉伸性能的影响，以保证其得到理想的组织匹配和性能要求，为大规模工业化生产提供更多的理论支撑。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料选用国内某钢厂生产的TRIP 钢铸锭，其化学成分见表1。将其于1 200℃加热开坯后再于880 ℃多道次热轧成3mm 厚的薄板，然后轻微喷水冷却至600 ℃，保温0.5h后随炉冷却；然后经酸洗、磨光后再冷轧成1.2 mm 的钢板，截取160mm×30 mm 的矩形板进行退火，然后进行贝氏体等温处理，具体工艺参数见表2。

表1 试验钢的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of tested steels（mass） %

表2 退火及等温工艺参数Tab.2 Annealing process parameter

1.2 试验方法

将热处理后的试样沿纵向切取金相试样，用体积分数（下同）为3%的硝酸酒精溶液腐蚀后，采用S－4300型扫描电镜（SEM）观察组织形貌，并用Lepera试剂（4%的苦味酸酒精溶液与1%的偏重亚硫酸钠水溶液按体积比1∶1混合）着色腐蚀来观察组织中的富碳组织（M／A 岛），用网格法统计试验钢中铁素体及贝氏体相的含量；试样经打磨、抛光后用铬酸电解去应力，借用X 射线衍射仪测定试验钢中残余奥氏体的含量和残余奥氏体中的碳含量。

将热处理后的试样沿纵向切取标距A50拉伸试样，在WE－300型液压拉伸试验机上进行室温拉伸试验。

2 试验结果与讨论

2.1 对显微组织的影响

由图1可见，两种冷轧TRIP 钢在两相区退火后，均可获得由铁素体、贝氏体、马氏体及残余奥氏体组成的多相组织（因组织形貌接近，任取一种成分钢的组织分析），各相的比例、分布和形态随退火工艺不同有所变化。临界区退火使原始组织进入两相区，即铁素体和奥氏体区，退火温度会影响铁素体和奥氏体的相对含量，进而影响最终的组织和性能。

图1 退火后TRIP钢的SEM 形貌Fig.1 SEM morphology of TRIP steel after annealing

由图2，3可知，随着退火温度的升高，两种试验钢中铁素体含量均明显减少，贝氏体及马氏体含量有所增加，而且在相同的退火温度下，含钛钢中的铁素体含量更低；随退火温度的升高，两种试验钢中的铁素体晶粒尺寸均明显减小，但两者没有明显的差别，其中含钛试验钢在820 ℃退火后铁素体的体积分数为51.2%，为较理想的目标组织。数据显示（如图3）贝氏体和少量马氏体含量随着退火温度的升高呈上升的趋势，含钛试验钢中贝氏体和少量马氏体的混合组织在820 ℃退火后略微降低，其含量基本可满足TRIP780钢的组织配比目标。

随退火温度的升高，奥氏体同时向铁素体和珠光体两个界面推进，珠光体迅速转变为奥氏体，使奥氏体中的碳含量增加；而且由于温度的升高使得奥氏体向铁素体晶粒内扩展的程度加大，以致铁素体含量降低，缓冷过程第二相碳氮化钛增多了贝氏体的形核位置，对贝氏体转变有利，形成了更多的贝氏体组织，从而导致800 ℃后含钛钢中的铁素体含量与不含钛钢中的相比有所降低，贝氏体马氏体含量则有所升高；另外，在较长的贝氏体孕育期内析出了部分均匀分布、尺寸较小的二次铁素体，导致铁素体的平均晶粒尺寸也逐渐减小。

2.2 对残余奥氏体及残余奥氏体中碳含量的影响

不同成分钢在不同温度退火后的相组成基本相同，任选一种条件下的进行分析，由图4的XRD 谱可计算残余奥氏体的体积分数φr［5－6］：

式中：Ia为铁素体（211）晶面衍射峰的积分强度；Ir为奥氏体（200），（220），（311）晶面衍射峰强度的平均值。

残余奥氏体中的碳含量采用式（2）计算［7］：

式中：H，K，L为衍射峰晶面指数；aλ为残余奥氏体的晶格常数；wr（C）为残余奥氏体中碳的质量分数；θ为 衍 射 角；λ为 钴 靶X 射 线 波 长，λ＝0.178 901nm。

图4 退火后TRIP钢的XRD谱Fig.4 XRD pattern of TRIP steel after annealing

退火通过影响残余奥氏体的含量及稳定性来影响TRIP效应，影响TRIP 钢中残余奥氏体含量的主要因素有：临界区退火时形成的奥氏体含量，冷却到贝氏体等温时先共析铁素体的含量，贝氏体转变过程，即贝氏体等温转变时的贝氏体形成量。主要是在贝氏体相变时，由于贝氏体中的碳含量低于奥氏体中的且它在奥氏体晶界形成，碳经扩散富集到未转变残余奥氏体中，在随后的终冷段形成M／A岛，实现TRIP效应。

由图5可以看出，两种成分钢中的残余奥氏体含量（体积分数）均随退火温度的增加而先降低再升高，出现了非单调变化的趋势，这是由于较低退火温度时形成的奥氏体具有很高的碳含量和稳定性，退火温度升高后奥氏体含量增多且相应的碳含量有所减少，降低了奥氏体的稳定性［8］，有部分奥氏体逆转变为二次细小的铁素体组织，使残余奥氏体含量在800 ℃（或820 ℃）出现了最低点；退火温度继续升高后奥氏体含量明显增多，使最终的残余奥氏体含量增多，因此，残余奥氏体含量与退火温度不呈线性关系变化。在800℃和860℃的退火温度下含钛钢中的残余奥氏体含量比不含钛钢中的明显降低，可见添加钛对钢中残余奥氏体含量有降低的作用；数据显示含钛钢在820℃退火后的残余奥氏体含量达到了理想值（约为11%）。

图5 残余奥氏体含量及其碳含量与退火温度的关系Fig.5 Carbon content and volume fraction of retained austenite vs annealing temperature

值得注意的是不含钛钢中残余奥氏体中的碳含量随退火温度升高的变化趋势与残余奥氏体含量的变化基本相同。由图5（b）可见，随退火温度的升高，含钛钢除在860 ℃退火后残余奥氏体中的碳含量有略微降低外，基本上呈线性升高；而不含钛钢的则先降低后升高，并在820 ℃退火后出现拐点。在相同的温度下，含钛钢中残余奥氏体碳含量比不含钛钢中的高。

在820 ℃退火后，两种钢基本均可得到理想的组织匹配。

2.3 对拉伸性能的影响

由图6 可见，不同温度退火后不含钛冷轧TRIP钢的抗拉强度均未达到780 MPa的基本要求，而含钛TRIP 钢除在800 ℃退火后时抗拉强度（775 MPa）不满足要求外，在其它退火温度下的抗拉强度均超过780MPa，均满足性能要求。可见，钛在热轧时的细晶强化及析出强化起到了重要作用。另外，由于采用A50试样进行试验，与传统TRIP 钢A80试样的试验数据相比可能会稍偏低。在两相区退火的升温起始阶段，初始奥氏体含量增加，残余奥氏体不稳定，在后面的冷却中会析出二次铁素体，从而导致抗拉强度略微降低；从800 ℃开始强度还是呈增大趋势，原因是残余奥氏体的含量减少和相应的贝氏体组织含量增加以及变形过程中残余奥氏体的相变对强度有提高作用。同时可看出，两种钢因各相的含量变化及第二相的不同导致伸长率出现了不同的变化趋势，含钛钢与不含钛钢相比性能更加稳定，且伸长率大多达到了近10%的要求，而不含钛TRIP钢的伸长率波动较大，大多达不到10%，并随着退火温度的升高有降低的趋势。所以根据以上强度和塑性指标可以确定在820 ℃退火后，含钛TRIP钢可以获得较理想的拉伸性能。

图6 退火温度对TRIP钢拉伸性能的影响Fig.6 Effect of annealing temperature on mechanical properties of TRIP steel：（a）the steels with Ti and（b）the steel without Ti

3 结论

（1）随退火温度的升高，两种成分TRIP 钢中的铁素体含量均减少，晶粒尺寸均减小，贝氏体含量增多，残余奥氏体含量先降后升，在820℃退火后可以得理想的组织匹配。

（2）随退火温度的升高，两种成分TRIP 钢中残余奥氏体的碳含量变化规律不一致，含钛钢的基本呈增加趋势，但在860℃退火后略有降低，不含钛钢的则呈先降低后升高的变化趋势；钛的添加对残余奥氏体含量有降低的作用。

（3）820 ℃退火后含钛TRIP 钢可满足抗拉强度780 MPa、伸长率近10%的要求；而不含钛钢则不能满足性能要求；随退火温度变化含钛钢的拉伸性能比较稳定。

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