热机械控制工艺对高铝低硅相变诱发塑性钢组织性能的影响

李 壮，康少酺，郑 振，于欢欢

(沈阳航空航天大学材料科学与工程学院，沈阳110136)

相变诱发塑性TRIP(Transformation Induced Plasticity)钢由于兼具高强度和高延伸性能，可冲制较复杂的零件;还具有高碰撞吸收性能，一旦遭遇碰撞，会通过自身形变来吸收能量，而不向外传递，可用于汽车结构件及其加强件，近年来正在受到广泛的关注［1－3］。大多数研究者集中在(1% ～2%)Si－(1% ～2%)Mn钢中，利用了组织中贝氏体存在的作用，开发了C－Mn－Si TRIP钢。这类新型TRIP钢含有大量的残余奥氏体、多边形铁素体和贝氏体多相组织，通过应变诱导残余奥氏体向马氏体转变，利用显微组织中相变诱发塑性来造成强韧性平衡增加。被一致认为是新一代最佳高强度钢。

组合了控制轧制和控制冷却的轧制方法被称为TMCP(Thermo Mechanical Controlled Processing)－热机械控制工艺。TMCP已成为生产高性能高强钢所不可缺少的技术，它是在“控制奥氏体状态”的基础上，再对被控制的奥氏体进行相变的控制技术。热轧带钢轧制后通过冷却到贝氏体相变区域，在此温度钢板被卷取成钢卷，产生了TRIP组织。然而，在TMCP过程中因TRIP钢中存在Si、Mn元素，钢的表面非常容易形成致密的Mn2SiO4氧化物薄膜［4］。这个氧化物影响了电镀性能。A1在TRIP钢中的作用方式与Si相同，而对涂层性能不产生影响。TRIP钢中的Si无疑可以被A1所替代。

作者针对高铝低硅TRIP钢，热轧后经过控制冷却后再恒温保温，通过显微组织观察与力学性能检测，对其相变机制进行了探讨，研究了高铝低硅TRIP钢在TMCP中的相变诱发塑性钢行为。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料与设备

实验材料取自本钢真空感应炉冶炼的两种不同成分的130kg钢锭，化学成分如表1所示。

表1 实验钢的化学成分(质量分数/%)

钢锭首先被锻造成80 mm×120 mm×600 mm的钢板，经 φ450、φ300 轧机热轧成20 mm×150 mm×2 000 mm左右的坯料，再机加工得到17 mm×20 mm×65 mm实验料。实验料在高温箱形电阻炉(SRTX－8－13)中加热。在外热式坩埚电阻炉(SG－5－12)制成的盐浴炉(50%NaNO3+50%KNO3)中等温。采用IRCON手提式红外线测温仪测温。

1.2 控轧控冷实验与组织性能检测

对A、B钢的实验料，经1 200℃加热后，采用φ180轧机进行5道次热轧至2.8 mm厚。终轧温度和终轧压下量分别为700～800℃和30%～50%。坯料终轧后空冷16～27 s后水冷至620～670℃时淬入400℃盐浴炉中，保温25 min后，取出空冷。

在INSTRON 4206电子机械试验机上进行拉伸试验。采用Leica DMIRM型图像仪进行金相组织观察。用SX－550型扫描电子显微镜对试样进行显微组织分析。采用D/max2400型X射线衍射仪(XRD，Cu Kα射线)测定试样拉断前后的残余奥氏体量，根据公式(1)计算残余奥氏体的体积分数。

式(1)中Iα和 Iγ分别为(200)α 和(211)α 峰以及(200)γ，(220)γ和(311)γ峰的积分强度。

2 实验结果

2.1 力学性能

对不同化学成分的A、B两种钢，每种钢取5个坯料按上述同样工艺热轧实验，其力学性能如表2所示。

由表2中可以看到，两种实验钢在同样的工艺制度下，力学性能均较好。A、B钢相差不多。5个试样平均值，A、B钢抗拉强度约为755 MPa和759 MPa，伸长率约为29%和30%，强塑积分约为21.880 GPa%和22.600 GPa%。通过对二种钢表征强韧性综合性能的强塑积的对比来看，高铝低硅的B钢力学性能要优于普通硅锰钢(A钢)。

2.2 显微组织

A、B钢实验后获得的金相组织见图1所示，扫描电镜照片见图2所示。

图1中，A、B两种钢热轧后恒温冷却均得到贝氏体、铁素体以及残余奥氏体的显微组织。光镜下白色的铁素体呈多边形形状，贝氏体为粒状，而残余奥氏体则无法分辨。扫描电镜下可以看到铁素体呈黑色的多边形形状，两种钢中均有灰色的残余奥氏体存在，而粒状贝氏体量较多(图2)。

A、B钢试样在拉伸前后的X射线衍射图(XRD)分别如图3和图4所示。

表2 两种钢力学性能

图1 两种钢金相组织

图2 两种钢扫描电镜照片

图3 A钢试样的X射线衍射图

图4 B钢试样的X射线衍射图

图3中，A钢拉断前，残余奥氏体含量为20.12%，拉断后，残余奥氏体含量降为13.22%;而图 4中，B钢拉断前，残余奥氏体含量为23.14%，拉断后，残余奥氏体含量降为14.18%。A、B钢拉断前后，残余奥氏体的存在与残余奥氏体量的减少均为XRD图所证实。由此说明，A、B钢在拉伸变形过程中，残余奥氏体向马氏体转变，使其含量降低。而因应变诱导相变，相变诱发塑性发生。

3 讨论

3.1 TRIP钢中合金元素的作用

A、B钢中均含有Si、Mn合金元素，TRIP钢在相应的热轧冷却过程中，各种合金元素起着不同的作用。Mn是奥氏体稳定化元素，钢在加热时Mn溶入奥氏体中，使Ms下降，残余奥氏体含量增加。Si是铁素体形成元素，提高铁素体中碳的化学位，使铁素体中的碳向奥氏体内部扩散;当钢在盐浴炉贝氏体相变区等温时，奥氏体转变成贝氏体，碳向奥氏体晶粒内部进一步扩散;最后，碳在奥氏体中不断富集，奥氏体的稳定性增加。文献［5］指出:Si净化奥氏体组织，是铁素体稳定性元素，加速了多边形铁素体转变。它还在贝氏体相变期间通过延迟碳化物的沉淀，增加了残余奥氏体的体积分数。因此，TRIP钢中Si元素的存在，使TRIP效应显著。

虽然 TRIP钢中含有 Si是必要的。然而，TRIP钢中由于存在Si、Mn合金元素，在加热过程钢的表面将形成非常稳定的Mn2Si04等氧化物［4］。当钢板热轧时，因TRIP钢中的高Si含量导致钢板表面产生厚的氧化皮将易于轧入钢板表面，并很难通过酸洗清除，从而影响钢板的电镀性能，使TRIP钢表面涂覆质量变差。为提高TRIP钢表面质量，必须设法降低钢中的Si含量。Si的作用是直接阻碍渗碳体析出。A1的作用与Si相似。A1也是一个在渗碳体中不溶解的元素，A1在TMCP过程中并不偏析，因此，对于钢板的电镀来说，添加Al并不对涂层性能产生不利影响。因此，能够用 A1来替代 Si，以 A1替代 Si的低硅TRIP钢具有良好的涂镀效果，却同样可获得相变诱发塑性。

3.2 TMCP与残留奥氏体的稳定性

在本研究的实验中，坯料终轧后空冷至660～670℃然后再淬入盐炉中保温。空冷期间，坯料恰处于奥氏体与铁素体二相区，奥氏体必然向铁素体转变，结果，多边形铁素体形成。当坯料在盐炉中贝氏体相变温度保温时，由于多边形铁素体的形成，能够进行贝氏体转变的奥氏体的数量必然减少。结果，贝氏体转变后，残留奥氏体的数量相应地减少。而TRIP效应的实现正是需要残留奥氏体在变形过程中向马氏体的转变。在TMCP中随着多边形铁素体的形成，碳由铁素体进入到奥氏体中重新分布，奥氏体中的碳浓度将增高，残留的未转变的奥氏体中富集碳导致奥氏体的化学稳定作用［6］。因此，最后残留奥氏体的稳定性增加。

A、B钢的热机械工艺(TMCP)过程中，最后道次的变形在奥氏体未再结晶温度以下。而在奥氏体未再结晶区的变形造成了奥氏体的扁平化，扁平化奥氏体的相关的组织特征是位错密度的增加，变形带的形成和基体结合处退火孪晶的破坏。扩散和非扩散相变都能够被这些特征所影响。而这将最终决定残余奥氏体的状态，使奥氏体晶粒细化。由于奥氏体具有很高的碳浓度，很小的晶粒尺寸，很高的位错密度，因此，TMCP造成奥氏体稳定性很高。

此外，TMCP中的变形对奥氏体向铁素体的相变有一个促进作用，即所谓应变诱导相变。应变诱导铁素体能够在变形过程中而不是变形之后形成，应变诱导铁素体相变造成了铁素体晶粒的细化。

徐祖耀指出，“当马氏体在母相形变时，以一定少量地逐步地产生时会得到大的伸长率”［7］。结果，A、B钢终轧后控冷恒温冷却，在性能试验时出现了显著的TRIP效应，获得了很好的力学性能(表2)。

3.3 高Si与低Si TRIP钢的晶体结构理论解释

相对来说，A、B钢可分别被认为是高Si与低Si的TRIP钢。A、B钢的显微组织非常相近(图1、图2)，力学性能也相差不多(表2)。B钢的组织中贝氏体数量要多一些，力学性能也好于A钢。含1.13%A1的B钢组织中显示出了更多量的贝氏体，这主要是由于B钢在热轧后恒温冷却之前组织中存在有更多量的奥氏体。B钢含有更多的奥氏体可以通过晶体结构理论［8］进行解释。

晶体结构的硬球模型和堆垛序见图5所示。

图5 密堆结构的堆垛序

fcc结构的{111}是按照ABCABC……这样的次序堆起来，这就是fcc结构的堆垛序，见图5(b)。与此对比，hcp结构中密排面(0001)的堆垛序为ABAB……，见图5(c)。对于正常堆垛序(fcc为△△△△;hcp为△▽△▽)的差异称为堆垛层错。

在fcc晶体中，单位位错分解为2个Shockley不全位错组成扩展位错。图6为fcc晶体(111)面上的扩展位错，以b2和b3为柏氏矢量的位错称为Shockley不全位错。两个Shockley不全位错的宽度为d，它们之间的区域是层错区［纸面是(111)］。为了表示柏氏矢量b，以φ表示b1和位错之间的夹角。

图6 fcc晶体扩展位错的宽度

扩展位错的平衡宽度为:

式(2)中μ为切变模量，ν为泊松比，γ为层错能密度(产生单位面积层错所需要的能量)。文献［9］指出:添加A1增加了奥氏体中堆垛层错能。而由式(2)中，即扩展位错的平衡宽度和层错能密度成反比。B钢中A1增加奥氏体层错能，降低了扩展位错的宽度，所以不易形成层错，也就是说，fcc晶体结构的堆垛序仍为图5(b)中的ABC ABC……，B钢中由于A1的作用仍将保持奥氏体的面心立方晶体结构(fcc)，而不容易变成图5(c)中hcp结构的堆垛序:ABAB……。所以，B钢中因含有较多的合金元素A1，强烈地抑制了γ→ε转变。因此，同A钢相比，B钢残留有更多量的奥氏体，导致贝氏体量更多，最后，由于残余奥氏体的TRIP效应，B钢力学性能优于A钢。

4 结论

(1)A、B钢采用同样热轧后等温保温工艺制度，显微组织由铁素体，贝氏体和残余奥氏体组成。两种钢均呈现出良好的力学性能。A、B钢抗拉强度分别达到755 MPa和759 MPa，伸长率分别达到强塑积分别达到29%和30%，分别达到21.880 GPa%和22.600 GPa%的较高值。

(2)A、B钢获得较好力学性能的原因，是由于变形时，残余奥氏体因应变诱导马氏体相变，相变诱发塑性发生。终轧后的空冷使多边形铁素体形成。在等温时，残余奥氏体数量多，稳定性强，表现出很好的相变诱发塑性效果。

(3)B钢中添加A1增加了奥氏体的堆垛层错能，降低了扩展位错的宽度，不易形成层错。由于γ→ε转变被抑制而造成B钢中更多奥氏体的残留，最终导致贝氏体量更多。由于残余奥氏体的TRIP效应，B钢力学性能优于A钢。

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