热轧钛微合金化TRIP钢的组织与性能研究

衣海龙，徐 薇，龙雷周，刘振宇，王国栋

（东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳110819）

为了满足汽车行业及相关机械行业的发展需求，高强塑积的高强钢不断引起人们的关注，其中TRIP钢具有良好的强度和塑性，与其他冲压用钢板相比，加工硬化和烘烤硬化性能均很高。同时，高强度、高塑性TRIP钢具有良好的疲劳性能和抗撞性能，可以有效实现汽车关键结构件的减重，对节约能源、减少排放和提高安全性具有显著效果［1－4］。从生产工艺上来说，TRIP钢可分为热处理型TRIP钢和热轧型TRIP钢。热处理型TRIP钢采用临界加热、下贝氏体等温淬火的工艺方法来获得TRIP转变所需的大量残余奥氏体；而热轧型TRIP钢是通过控制轧制和控制冷却来获得大量的残余奥氏体，由于可省去复杂的热处理过程，且具有成分设计简单、工艺可实施强等优势，因此具有良好的发展前景［5－9］。对于热轧型TRIP钢来说，从成分设计上来看，除了选用C、Si、Mn等固溶强化元素外，还添加了一定量的Nb、V、Ti等微合金元素，但以往研究较多的为Nb、V系热轧 TRIP钢［10－16］，而对钛微合金化 TRIP钢的研究则相对较少。从生产成本考虑，钛微合金元素的价格较低，采用以Ti代替Nb、V微合金元素后，其生产成本将大幅降低，同时，钛微合金元素具有一定的细晶强化及较强的析出强化作用，对提高热轧TRIP的综合性能具有明显的优势，因此，研究钛微合金化热轧TRIP钢的组织与性能具有重要意义。

本工作针对一种钛微合金化的热轧TRIP钢，从热轧工艺角度出发，测定其连续冷却条件下的相变曲线，并进行了系列热轧实验，研究不同轧制与冷却工艺下实验钢组织与性能的演变规律，为热轧TRIP钢的生产工艺制定提供实验依据。

1 实验

实验材料为设计并冶炼的一种含钛的TRIP钢，化学成分（质量分数／%，下同）为0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.27Mo，0.005 N，余量为铁。

连续冷却曲线的测定是在Formastor－FII全自动相变仪上进行，试样尺寸为φ3mm×10mm的圆柱形试样。首先，将试样以10℃／s的速率升温到1250℃，保温5min，然后以10℃／s的冷却速率冷却至880℃，然后分别以0.2，0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷却速率冷却至室温，记录冷却过程的热膨胀曲线，绘制CCT曲线。

热轧实验在φ450mm实验轧机上进行，坯料尺寸为85mm×85mm×110mm，经箱式加热炉加热到1200℃，保温2h，利用热轧试验机轧成6mm厚钢板，轧制规程：85mm→70mm→55mm→40mm（待温）→29mm→21mm→16mm→12mm→9mm→7mm→6mm。采用两阶段待温轧制：第一阶段，终轧温度为1050℃，中间待温厚度为40mm；第二阶段，开轧温度为950℃，终轧温度为800～880℃，空冷至650～700℃后，快速冷却至400℃，保温1h后空冷至室温。

拉伸性能检测是在CMT－5105电子万能试验机上进行，拉伸速率为5mm／min。金相试样经研磨、抛光后采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，然后利用JEOL JXA－8530F扫描电子显微镜进行组织观察与分析；通过制作薄膜试样，利用TECNAI G2F20透射电子显微镜进行组织及析出物观察与分析。

2 结果及分析

2.1 连续冷却转变曲线

图1为实验钢在连续冷却条件下的相变曲线。当冷却速率在0.2～1℃／s时，实验钢先经过铁素体相区，后经过贝氏体相区，其奥氏体／铁素体相变温度为500～650℃；当冷却速率在1～2℃／s时，实验钢经过贝氏体相区；当冷却速率在2～5℃／s时，实验钢先经过贝氏体相区，然后经过马氏体相区，其Ms点在450℃左右；当冷却速率大于5℃／s时，实验钢经过马氏体相区。为了获得合理的铁素体、贝氏体及残余奥氏体／马氏体组织的热轧TRIP钢组织，首先应在高温段采用低冷却速率，使实验钢产生一定量的铁素体，然后，采用较宽冷却速率在中温段实现贝氏体相变，最后，在Ms点附近进行一定的保温或等温处理，有效控制残余奥氏体／马氏体的转变量，进而保证其在室温拉伸变形过程中产生TRIP效应。从CCT曲线来看，为了获得铁素体、贝氏体及残余奥氏体／马氏体的热轧TRIP钢组织，在热轧实验中应精确控制其对应的铁素体区间的冷却速率和随后的保温温度以及时间。

图1 实验钢的CCT曲线Fig.1 CCT curves of the tested steels

2.2 热轧工艺参数及力学性能

表1，2分别为实验钢热轧工艺参数及对应的力学性能。图2为不同空冷结束温度下实验钢的力学性能随终轧温度的变化情况。对实验钢的强度来说，屈服强度Rt0.5和抗拉强度Rm均随终轧温度的升高而有所降低。对实验钢的伸长率A来说，当终轧温度在850℃以下时，实验钢的伸长率变化幅度较小，当终轧温度升高到880℃左右时，其伸长率有所降低。随着空冷结束温度的降低，实验钢的屈服强度有所较低，且降低幅度较大。当终轧温度和空冷结束温度分别为796℃和722℃时，实验钢的屈服强度、抗拉强度及强塑积（Rm·A）分别达到661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力学性能。

表1 实验钢的热轧工艺参数Table1 The parameters of hot rolling for the tested steels

表2 实验钢的力学性能Table2 Mechanical properties of the tested steels

图2 不同空冷结束温度下终轧温度对实验钢力学性能的影响（a）690～722℃；（b）652～659℃Fig.2 Influence of finish rolling temperature on mechanical properties of the tested steels under different air cooling end temperatures（a）690－722℃；（b）652－659℃

2.3 显微组织分析

图3为实验钢在不同轧制与冷却工艺下的显微组织。实验钢的组织均由铁素体及贝氏体构成，随着终轧温度的降低，组织中铁素体及贝氏体的晶粒尺寸变细，同时，铁素体的量也有所增加。当终轧温度和空冷结束温度分别为880℃和700℃时，实验钢的组织主要为粗大的铁素体和贝氏体，粗大的铁素体和贝氏体降低了实验钢的伸长率。当空冷结束温度降低到650℃左右时，实验钢的组织中铁素体较为粗大，同时，存在一些粗大的马氏体／奥氏体岛，因此，实验钢的伸长率也有所降低。

图3 实验钢在不同工艺下的扫描电镜照片（a）1＃；（b）2＃；（c）3＃；（d）4＃；（e）5＃；（f）6＃Fig.3 Images of the tested steels under different processes（a）1＃ ；（b）2＃ ；（c）3＃ ；（d）4＃ ；（e）5＃ ；（f）6＃

表3为不同工艺条件下实验钢的组织构成及对应的体积分数。通过对残余奥氏体的XRD分析，计算出对应残余奥氏体的碳含量分别为1.22%，1.29%，1.10%，1.14%，1.18%，1.18%。当残余奥氏体体积分数相对较大时，残余奥氏体中碳含量则相应减小。结合表1，2可知，当终轧温度和空冷结束温度分别为796℃和722℃时，3＃实验钢的性能最佳，其对应的残余奥氏体体积分数为18.1%，残余奥氏体中碳含量为1.10%。从TRIP效应来看，当终轧温度和空冷结束温度分别为872℃和652℃时，4＃实验钢中残余奥氏体体积分数为19%，残余奥氏体中碳含量为1.14%，二者乘积最大，TRIP效应最强。

表3 不同工艺条件下实验钢的组织构成及对应的体积分数Table3 Microstructure and the corresponding volume fraction of the tested steels under different processes

图4为3＃实验钢残余奥氏体的透射电镜照片。图4（a），（c），（e）中的电子衍射花样均是电子束沿奥氏体 ［110］晶带轴入射得到的，图4（b），（d），（f）中的电子衍射花样都是电子束沿奥氏体［100］晶带轴入射得到的。在实验钢中发现了大量各种形态分布的残余奥氏体，从形状来说，其主要有针状、块状及颗粒状；从分布位置来说，主要存在于铁素体晶粒内、晶界处及贝氏体铁素体板条间，贝氏体铁素体板条间薄膜状残余奥氏体主要在贝氏体区等温时形成，先形成的贝氏体板条会向板条间的奥氏体中排碳，碳原子富集到一定程度就会使这种薄膜状的奥氏体稳定到室温。实验钢在变形过程中，获得了高强度和高塑性相匹配的良好力学性能，而这一过程中一定量稳定的残余奥氏体起到了重要的作用，部分残余奥氏体在变形时变成马氏体产生硬化效果，同时也使应力松弛，从而有效抑制颈缩和界面空位的产生，对材料塑性的改善起到了至关重要的作用。

图4 3＃实验钢残余奥氏体的TEM照片（a），（b）颗粒状残余奥氏体；（c），（d）块状残余奥氏体；（e），（f）针状残余奥氏体Fig.4 Images of retained austenite in 3＃tested steel（a），（b）granular retained austenite；（c），（d）massive retained austenite；（e），（f）needle retained austenite

图5为3＃实验钢的透射电镜组织及析出物照片。可以看出，实验钢中贝氏体主要以板条贝氏体为主，铁素体晶粒尺寸较为细小均匀。同时，在铁素体基体上存在大量的细小析出物。拉伸过程中，细小弥散的析出物有效钉扎位错，使强度升高，因此，组织细化及析出强化有效提高了实验钢的力学性能。图6为实验钢拉伸前后的XRD分析。可知，残余奥氏体的（220），（311）峰在拉伸后降低或消失，说明在拉伸过程中发生了TRIP效应。

图5 3＃实验钢透射电镜和析出物照片（a）贝氏体；（b）铁素体；（c）析出物Fig.5 Images and precipitate of 3＃tested steel（a）bainite；（b）ferrite；（c）precipitate

图6 拉伸前后实验钢的XRD Fig.6 XRD patterns for the tested steels before and after tensile

总之，对热轧钛微合金化TRIP钢来说，为了有效获得一定量的铁素体组织，可适当降低终轧温度，促进铁素体相变。采用有效的缓冷冷却工艺，但缓冷终冷温度过低容易导致铁素体晶粒尺寸过大，对实验钢的力学性能不利。同时，在贝氏体区进行保温处理，进而获得铁素体，贝氏体及一定量的残余奥氏体组织，实现组织与性能的有效控制。

3 结论

（1）测定了含钛TRIP钢的连续冷却转变曲线。实验钢中奥氏体／铁素体、奥氏体／马氏体相变温度大致为500～650℃和450℃左右。当冷却速率较低时，实验钢经过铁素体相变区；在较宽的冷却速率范围内，实验钢经过贝氏体及马氏体相区。

（2）实验钢在不同轧制与冷却工艺下均获得了铁素体，贝氏体及残余奥氏体的热轧TRIP钢组织。随着终轧温度的升高，实验钢的屈服强度和抗拉强度有所降低；随着空冷结束温度的降低，实验钢的屈服强度降低幅度较大；当终轧温度和空冷结束温度分别为796℃和722℃时，实验钢的屈服强度，抗拉强度和强塑积分别为661，888MPa和25042MPa·%，具有良好的力学性能。其组织为细小的铁素体及板条贝氏体，铁素体基体上存在大量细小的析出物，有效提高了实验钢的性能。

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