含铌低硅TRIP钢板烘烤硬化行为分析

王 博，张冬梅，岳明明

(1.莱芜钢铁集团有限公司技术中心，山东 莱芜，271104；2.中航工业沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司，辽宁 沈阳，110043；3.东北大学材料与冶金学院, 辽宁 沈阳，110819)

相变诱发塑性(TRIP)钢是近几年发展起来的一种高强度高塑性钢，用其制作汽车钢板可以减轻汽车的重量、降低汽车的燃油消耗和废气排放，同时提高汽车的安全性，它是一种非常有前途的材料[1-5]。汽车钢板通常会经过“冲压-成型-喷漆”这一生产工艺，与烘烤前相比，烘烤后的零件需要更大的应力才会发生屈服变形，即烘漆后钢板的屈服强度得到提高，即产生了烘烤硬化(Bake Hardening, 简称BH)现象。烘烤硬化现象在汽车工业中具有重要意义，它允许钢板进一步减薄，从而减轻车身自重，提高车辆行驶的安全系数并降低油耗、节省能源。近20年来，国内外学者的研究领域主要集中在合金元素含量对TRIP钢的显微组织、力学性能和TRIP效应的影响，或者集中在冷轧热处理TRIP钢的轧后临界退火和贝氏体等温处理方面[6-10]，而对于TRIP钢在烤漆过程中的组织性能变化及烘烤硬化性能研究较少。为此，本文对含铌低硅 TRIP钢在不同烘烤条件下组织性能的变化及烘烤硬化性能进行研究，从而建立烘烤硬化值变化模型，以期为汽车冲压件的合理化选材和TRIP钢的实际应用提供依据。

1 实验

1.1 钢样制备及烘烤处理

本实验钢在添加微合金元素Nb的同时，用Al部分取代Si，以解决Si含量过高使得连铸坯韧性较差、恶化钢的表面质量和镀覆性能等问题。实验钢经中频感应电炉熔炼后浇注成50 kg重的铸锭，铸锭经1200 ℃保温1 h后，锻造成30 mm×80 mm×120 mm的锻坯，经热轧至3.5 mm厚，再冷轧至1.0 mm厚。将1.0 mm厚的冷轧钢板切割成小块，选取800 ℃作为临界退火温度，于氯化盐中保温5 min，然后淬入温度为400 ℃的硝酸盐中保温5 min，最后空冷至室温。实验钢的化学成分见表1。

表1 实验钢的化学成分(wB/%)Table 1 Chemical compositions of experimental steel

在SANS CMT5000电子机械实验机上对热处理后的钢板进行不同预变形量的拉伸变形；将4%预变形后的板料在硅油中进行烘烤处理，分别将试样在80、110、140、170、200和230 ℃的硅油中保温20 min；或在170 ℃的硅油中分别保温2、7、20、30和40 min，并对烘烤处理后的钢板进行拉伸实验。

1.2 检测分析

采用4%的硝酸酒精溶液腐蚀热处理后的试样，在OLYMPUS GX51倒置式多功能光学显微镜下进行金相分析，采用TEM进行显微组织观察。把预变形后和烘烤处理的钢板制成X射线衍射试样，用砂纸将试样表面的氧化膜去掉。采用Cu-Kα射线，分别计算(200)α、(211)α、(220)γ和(311)γ衍射峰的积分强度，按直接对比法计算残余奥氏体的体积分数。残余奥氏体中含碳量按公式a0=0.3578+0.0033w(Cγ)[11]确定，其中w(Cγ)为残余奥氏体中碳的质量分数(%)，a0为(220)晶面的点阵常数(nm)。

2 结果与分析

2.1 不同预变形条件下实验钢烘烤前后组织和性能变化

图1为实验钢经过不同工艺处理后的光学显微组织。其中图1(a)为经过800 ℃退火和400 ℃贝氏体区盐浴等温处理后的组织形貌，此状态下的组织为54.8%的铁素体、31%的贝氏体和14.2%的残余奥氏体。图1(b)和图1(c)分别为盐浴等温处理后实验钢经过4%预应变和4%预应变+170℃烘烤20min后的组织形貌，结合OLYCIATM M3金相图像分析软件、X射线衍射和TEM分析得到，实验钢经过4%预应变后，残余奥氏体向马氏体发生相变，经过4%预应变+170 ℃烘烤20 min后，残余奥氏体向贝氏体发生转变。从而烘烤处理后，TRIP实验钢的最终组织为铁素体、残余奥氏体、贝氏体和马氏体。

(a)退火处理后 (b) 4%预应变 (c) 4%预应变+170 ℃烘烤

图1实验钢经不同工艺处理后的光学显微组织

Fig.1Microstructuresofexperimentalsteelafterdifferenttreatingprocesses

表2为不同预应变后的实验钢烘烤前后的组织组成和性能。从表2中可以看出，在烘烤前，随着预变形量的增加，实验钢的残余奥氏体量减少。而不同预变形量实验钢经过170 ℃烘烤20 min后，随着预变形量的增加，实验钢的残余奥氏体量减少，马氏体量增加而残余奥氏体碳含量基本不变，贝氏体量的变化也不大。这是因为TRIP效应的发生，在变形过程中，残余奥氏体向马氏体发生相变，实验钢的残余奥氏体量减少。变形量越大，马氏体量越多，而此相变过程是一种无扩散过程，使得残余奥氏体内固溶碳含量基本不变。

从表2中还可以看出不同预变形量实验钢烘烤前后的力学性能。随着预变形量的增加，实验钢屈服强度增加，实验钢经过烘烤后屈服强度增加幅度比较大；当预变形量从0增加到16%时，实验钢屈服强度从492 MPa上升到659 MPa；实验钢经过170 ℃烘烤20 min后，当预变形量从1%增加到16%时，屈服强度从545 MPa增加到702MPa；当预变形量小于4%时，烘烤硬化值随预变形量增加而迅速提高；而当预变形量大于4%时，烘烤硬化值随预变形量增加而缓慢降低；当预变形量为4%时，实验钢的烘烤硬化值达到极大值70 MPa。

表2 不同预变形后实验钢烘烤前后的组织和性能Table 2 Microstructures and mechanical properties of experimental steel with different pre-deformations before and after baking

2.2 不同烘烤温度条件下实验钢的组织和性能变化

图2为实验钢经过110、170和230 ℃烘烤处理后碳氮化物析出相的TEM形貌。由图2可看出，实验钢经过烘烤处理后，会发生细小碳氮化铌的沉淀析出，随着烘烤温度升高，碳氮原子的扩散系数或碳氮化铌析出速率增加，使碳氮化铌的数量增加。

(a)110 ℃ (b)170 ℃ (c) 230 ℃

图2实验钢在不同温度烘烤后碳氮化物析出相的TEM组织

Fig.2TEMimagesofcarbonitrideinexperimentalsteelatdifferentbakingtemperatures

实验钢经过4%预变形后，将其在不同烘烤温度处理20 min后的金相组织含量变化如图3所示。实验钢经过烘烤处理后，铁素体量和马氏体量保持不变。从图3可知，随烘烤温度的上升，残余奥氏体量减少，贝氏体量增加，而残余奥氏体中碳含量在烘烤温度低于140℃时变化很小，高于140℃时，残余奥氏体中碳含量随烘烤温度的上升而降低。

(a)残余奥氏体和贝氏体量

(b)残余奥氏体含碳量图3 烘烤温度对实验钢烘烤后金相组织的影响

Fig.3Effectofbakingtemperatureonmicrostructureofexperimentalsteelafterbaking

经过4%变形后，实验钢的屈服强度、抗拉强度和总延伸率分别为583 MPa、693 MPa和40%。图4显示了不同烘烤温度对应的实验钢应力应变曲线。由图4可知，经过不同温度烘烤处理后，实验钢部分残余奥氏体发生了贝氏体相变，使实验钢的屈服强度和抗拉强度增加，总延伸率变化不是很明显，由此表明，TRIP钢经过不同温度烘烤处理后，表现出良好的强塑性。

图4 实验钢在不同温度烘烤后的应力应变曲线

Fig.4Stress-straincurvesofexperimentalsteelafterbakingatdifferenttemperatures

图5显示了实验钢烘烤硬化值随烘烤温度变化的趋势。从图5中可以看出，在烘烤温度低于170 ℃时，实验钢烘烤硬化值随烘烤温度升高而明显增加，但在烘烤温度高于170 ℃后，烘烤硬化值随烘烤温度升高而增加的趋势变缓。这表明TRIP钢在烘烤温度高于170 ℃时，烘烤硬化值随温度增加而变化的敏感性减弱。

图5 烘烤温度对实验钢烘烤硬化值的影响

Fig.5Effectofbakingtemperaturesonbake-hardeningvalueofexperimentalsteel

2.3 不同烘烤时间条件下实验钢的组织和性能变化

通过X射线衍射测定发现，随烘烤时间的延长，实验钢 (220A) 残余奥氏体衍射峰强度降低，最强衍射峰对应的X射线衍射角增大。通过TEM分析，发现随烘烤时间的延长，实验钢的沉淀析出的碳氮化物量增多。图6显示了烘烤时间对实验钢残余奥氏体量、贝氏体量和残余奥氏体碳含量的影响。从图6中可以看出，随烘烤时间的延长，残余奥氏体量减少，贝氏体量增加，而残余奥氏体的含碳量在烘烤时间在20 min以内时没有明显变化，但超过20 min以后，残余奥氏体碳含量减少。

(a)残余奥氏体和贝氏体量

(b)残余奥氏体含碳量图6 烘烤时间对实验钢烘烤后金相组织的影响

Fig.6Effectofbakingtimesonmicrostructureofexperimentalsteelafterbaking

图7显示了烘烤时间分别为2、7、20、30和40 min对应的实验钢应力应变曲线。对比分析图7以及实验钢经过4%预变形后的力学性能可以发现，实验钢经过不同时间烘烤处理后，导致实验钢的组织发生变化，使屈服强度和抗拉强度增加，总延伸率变化不是很明显，都在30%以上。由此表明，TRIP钢经过不同时间烘烤处理后，表现出良好的强塑性。

图7 烘烤不同时间后实验钢的应力应变曲线Fig.7 Stress-strain curves after baking at different times

图8为实验钢烘烤硬化值随烘烤时间的变化趋势。当烘烤时间在20 min以内时，实验钢烘烤硬化值随烘烤时间的延长而增加，但是烘烤时间超过20 min以后，随烘烤时间的延长，实验钢烘烤硬化值却呈缓慢下降趋势。

图8 烘烤时间对实验钢烘烤硬化值的影响

Fig.8Effectofbakingtimesonbake-hardeningvalueofexperimentalsteel

2.4 TRIP钢烘烤硬化行为分析

TRIP钢在烘烤处理过程中部分残留奥氏体发生了贝氏体相变，而铁素体和马氏体的含量不变。因此，经烘烤处理后残留奥氏体和贝氏体的体积含量、残留奥氏体内固溶碳含量、沉淀析出的碳氮化物以及Cottrell气团数目的变化都会对TRIP钢的屈服强度产生影响。为了探讨TRIP钢的烘烤硬化机理，用ΔYBH表示烤漆前后屈服强度的差，ΔYγ表示残留奥氏体的体积含量变化所引起的屈服强度变化，ΔYb表示贝氏体体积含量变化所引起的屈服强度变化，ΔYγc表示残留奥氏体内固溶碳含量所引起的屈服强度变化，ΔYdp表示沉淀析出碳氮化物数量变化所引起的屈服强度变化，ΔYc表示Cottrell气团数目的变化所引起的屈服强度变化。

在烘烤处理过程中，部分残留奥氏体发生了贝氏体相变，而残留奥氏体的硬度高于贝氏体硬度，因此，烘烤过程所发生的贝氏体相变导致了屈服强度的降低，故贝氏体和残留奥氏体的体积含量变化所引起的屈服强度变化ΔYγ+ΔYb为负值。

由于残余奥氏体向马氏体发生相变的过程是一种无扩散过程，实验钢经过预变形和烘烤后残余奥氏体碳含量基本不变，从而ΔYγc≈0；在相对较低烘烤温度或相对较短的烘烤时间范围内，烘烤后，残余奥氏体碳含量的变化很小，则ΔYγc≈0，对于在相对较高烘烤温度和相对较长的烘烤时间范围内，烘烤后，残余奥氏体碳含量降低，则ΔYγc为负值。

随预变形量的增加、烘烤温度的升高和烘烤时间的延长，碳氮化铌析出速率增加，单位时间内钉扎位错的微粒数目也相应增加，位错摆脱钉扎维持继续变形所需要的应力则增大，在宏观上表现为屈服强度增大，则沉淀析出碳氮化铌数量变化所引起的屈服强度变化ΔYdp为正值。

对于Cottrell气团数目的变化所引起屈服强度变化ΔYc，其包括铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体基体内的固溶原子与位错形成气团数目的变化。在本实验的TRIP钢中，铁素体含量为54.8%，铁素体含量较多且软相铁素体容易变形，则铁素体基体内的固溶原子与位错形成气团数目的变化对ΔYc的影响最为重要，硬相贝氏体含量为30%左右，其对ΔYc的影响相对铁素体要小一些，而残余奥氏体的体积分数虽然只有10%左右，但是其内部固溶的碳原子较多，而碳、氮原子作为主要的间隙原子对位错的钉轧而形成Cottrell气团，从而残余奥氏体对ΔYc的影响也较为重要。对于硬相马氏体，由于其含量最低，为10%以下，从而马氏体对ΔYc的影响可以忽略不计。对于预变形量的影响，随变形量的增加，铁素体、贝氏体和残余奥氏体基体的位错密度增加, 在烘烤处理时，固溶原子和间隙原子对位错的钉扎形成的Cottrell气团数目也增加，ΔYc为正值。但当预变形量超过一定值后，Cottrell气团的饱和度下降，导致ΔYc减小；对于烘烤温度影响，随烘烤温度的上升，基体中固溶原子和间隙原子向位错扩散钉扎位错的程度会不断增加，ΔYc增加。当进入和离开位错的固溶原子和间隙原子基本达到了平衡，温度继续升高并不能增加钉扎位错的固溶原子和间隙原子数目，因而ΔYc不再明显增加；对于烘烤时间的影响，随烘烤时间的延长，固溶原子和间隙原子钉扎的位错数目会相应地增加，导致ΔYc增加。当烘烤时间继续延长时，会导致固溶原子和间隙原子离开位错的几率增大，使得进入和离开位错的碳原子的平衡关系受到了破坏，固溶原子和间隙原子对位错的钉扎作用有所减弱，从而ΔYc有所减小。在整个烘烤过程，ΔYc为正值。

综上所述，预变形量、烘烤温度和烘烤时间对TRIP钢的烘烤硬化值有影响，具体微观组织变化表明，残留奥氏体和贝氏体的体积含量、残留奥氏体内固溶碳含量、沉淀析出的碳氮化物以及Cottrell气团数目的变化都会对TRIP钢的屈服强度产生影响。于是建立了TRIP钢微观组织对烘烤硬化影响的模型：ΔYBH=ΔYγ+ΔYb+ΔYγc+ΔYdp+ΔYc。其中ΔYγ+ΔYb+ΔYγc，由于其变化量较小，对ΔYBH的影响相对较弱。沉淀析出碳氮化物数量变化所引起的屈服强度变化ΔYdp和Cottrell气团数目的变化所引起的屈服强度变化ΔYc对烘烤硬化值变化的影响相对显著。

3 结论

(1)含铌低硅TRIP钢板经过预变形和烘烤处理后，屈服强度增加，烘烤硬化值最高达到70 MPa，表现出了良好的烘烤硬化性能。当预变形量小于4%时，烘烤硬化值随预变形量增大而增加，预变形量大于4%时，烘烤硬化值随预变形量增大而降低。

(2)当烘烤温度低于170 ℃时，随烘烤温度的上升，TRIP钢烘烤硬化值明显增加，而当烘烤温度高于170 ℃时，TRTP钢烘烤硬化值随烘烤温度的上升而变化很小。

(3)当烘烤时间在20 min以内时，随烘烤时间的延长，TRIP钢烘烤硬化值显著增加，而当烘烤时间大于20 min时，烘烤硬化值随烘烤时间的延长反而有所降低。

(4)根据烘烤前后组织变化对TRIP钢的屈服强度的影响，建立了TRIP钢微观组织对烘烤硬化影响的模型：ΔYBH=ΔYγ+ΔYb+ΔYγc+ΔYdp+ΔYc，其中沉淀析出碳氮化物数量和Cottrell气团数目变化引起的ΔYdp+ΔYc对烘烤硬化值变化的影响相对显著。

[1] Yang H K, Zhang Z J, Zhang Z F. Comparison of work hardening and deformation twinning evolution in Fe-22Mn-0.6C-(1.5Al) twinning-induced plasticity steels[J].Scripta Materialia, 2013,68: 992-995.

[2] Hiroshi M, Fusato K, Kohei H. Metallurgy of continuously annealed high strength TRIP steel sheet[J].Steel Research International, 2002, 73(6):211-217.

[3] Ushilda K. Recent developments in steel sheets[J].Scandinavian Journal of Metallurgy,1999, 28:33-39.

[4] Tang Z Y, Ding H, Du L X. Microstructures and mechanical properties of Si-Al-Mn TRIP steel with niobium microstructures and mechanical properties of Si-Al-Mn TRIP steel with niobium[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2007, 23(6):790-794.

[5] Rusinek A, Klepaczko J R. Experiments on heat generated during plastic deformation and stored energy for TRIP steels[J]. Materials & Design, 2009, 30(1): 35-48.

[6] Choi I D, Bruce D M, Kim S J, et al. Deformation behavior of low carbon TRIP sheet steels at high strain rates[J]. ISIJ International, 2002, 42(12):1483-1489.

[7] Zhang M, Li L, Fu RY,et al.Continuous cooling transformation diagrams and properties of micro-alloyed TRIP steels[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 438: 296-299.

[8] Spencer K, Embury J D, Conlon K T, et al. Strengthening via the formation of strain-induced martensite in stainless steels [J] .Materials Science and Engineering A, 2004, 387-389: 873-881.

[9] Bleck W, Frehn A, Kechagias E. Control of microstructure in TRIP steels by niobium [J]. Materials Science Forum, 2003, 426-432: 43-48.

[10]Robertson L T, Hilditch T B, Hodgson P D. The effect of prestrain and bake hardening on the low-cycle fatigue properties of TRIP steel [J]. International Journal of Fatigue, 2007, 30(4): 587-594.

[11]Matsuda H, Kitano F, Hasegawa K. et al. Metallurgy of continuously annealed high strength TRIP steel sheet [J]. Steel Research International, 2002, 73(6): 211-217.