含Ti系TRIP钢静态CCT曲线测定及分析

王 乐

1 前言

TRIP钢兼具高强度和高塑性，碰撞吸能效果好，可减轻车身重量、降低油耗［1-2］。与传统汽车钢板比较，TRIP钢板制造的汽车零部件能减重约12%，车重减轻10%［3］。TRIP钢板通常有热轧和冷轧两种，前者通过热轧控冷来获得多边形铁素体、片状（或板条状）贝氏体及残余奥氏体多相组织；后者则通过冷轧后进行临界加热、贝氏体等温淬火的热处理方法控制多相组织的形成（通常在连续退火炉中进行）［4］。

本研究主要探讨1 000 MPa以上级、超高强塑积的含Ti系TRIP试验钢的连续冷却转变行为，根据不同的工艺需求测定试验钢的静态CCT曲线，确定试验钢在无变形条件下的马氏体形成临界冷速以及马氏体转变温度区间（即Ms点与Mf点），分析不同冷速对室温金相组织的影响规律，以期对实际冷轧热处理工序中的冷却制度和淬火温度窗口的制定提供理论指导。

2 试样制备与试验方法

试验钢的主要化学成分见表1。

表1 试验钢的化学成分（质量分数）%

试验钢经真空感应电炉熔炼后铸造成200 kg的铸锭，然后锻造成横截面尺寸为60 mm×60 mm的锻坯，加热至1 200℃并保温2 h后，使用实验室Φ450热轧机，经6道次轧成5 mm厚的板坯。于板坯中部沿轧向取材，机械加工成Φ3 mm×10 mm且一端带有Φ2 mm×2 mm小孔的相变仪试验用试样。所用试验设备为Formastor-F全自动相变仪。

为实现完全奥氏体化，将试样以10℃/s的速度加热到1 000℃保温180 s，然后分别以0.5～40℃/s的冷速冷却到室温，记录冷却过程中的热膨胀曲线。利用高频电火花线切割将所得试样沿轴向切开，研磨抛光，再用4%硝酸酒精溶液腐蚀后，利用LEICA-DMIRM多功能金相显微镜观察试样的光学显微组织，配合JXA-8530F型电子探针做高倍金相观察，确定相组成后绘制出静态CCT曲线。

3 试验结果及分析

3.1 CCT曲线

采用切线法对热膨胀曲线进行分析处理，其理论依据如下：同一种结构的相，在随着温度升高发生热膨胀效应时，其热膨胀率是一定的；当发生相变时，热膨胀率发生变化，且高温相比低温相的热膨胀率大。因此，膨胀曲线发生斜率改变的点即为相变开始或结束点。同时结合金相分析结果，确定相变类型和相变点。最后以温度为纵坐标、时间对数为横坐标，将相同性质的相变开始点和相变终止点分别连成曲线，并标明最终的组织，从而得到试验钢静态CCT曲线如图1所示。其中，Ms为马氏体转变开始点；Mf为马氏体转变结束点；Ac1、Ac3为冷却时的实际临界温度；冷却曲线最下端数字为对应冷速。

图1 试验钢静态CCT曲线

由此静态CCT曲线可知，试验钢的相变类型从高温到低温依次是铁素体相变（A→F）、珠光体相变（A→P）、贝氏体相变（A→B）和马氏体相变（A→M）。测得试验钢的马氏体转变开始温度（Ms点）为343℃，马氏体转变结束温度（Mf点）为204℃，且马氏体转变线右端降低。这是由于先共析铁素体的析出和贝氏体的转变使得周围奥氏体富碳所致［5］；临界转变温度Ac1=698℃、Ac3=902℃。可以看出，由于试验钢中碳的质量分数与共析成分点相差较大，故仅在较低冷速（2℃/s以下）有珠光体生成，即珠光体析出线及珠光体转变区（A→P）仅在CCT曲线上占据较小的区域。当冷速＜1℃/s时，奥氏体中只析出铁素体和发生珠光体转变，转变产物为F+P；当冷速为1～2℃/s时，室温得到的组织为F+P+B+M；当冷速为2～5℃/s时，珠光体完全消失，室温得到的组织为F+B+M；当冷速为5～10℃/s时，已观察不到铁素体，此时室温组织为B+M；当冷速为10～40℃/s时，认为贝氏体已基本消失，此时只发生马氏体转变，室温组织为全马氏体。

3.2 显微组织分析

不同冷速下得到的试样光学显微组织如图2所示，其对应的二次电子形貌如图3所示。

图2 不同冷速下试验钢的光学显微组织

图3 不同冷速下试验钢显微组织的二次电子形貌

由图2a可知，0.5℃/s的冷速下试验钢金相组织主要为白色块状的先共析铁素体和黑色多边形珠光体；对应的二次电子形貌（图3a），上凸呈条纹状的相为珠光体，下凹呈完整的不规则块状的相为铁素体。另外，在少部分珠光体块中还存在小岛状铁素体。

当冷速增加到1℃/s时，由图2b可知，金相组织由4种相构成，即白色的块状铁素体、灰黑色基体上零星分布的白色岛状贝氏体、少量的黑色块状珠光体和极少的尺寸在10μm以下的灰色块状马氏体；从对应的二次电子形貌（图3b）可进一步看出，贝氏体的形貌应属于上贝氏体。

随着冷速继续加大，铁素体和珠光体含量开始迅速减少；冷速达到2℃/s（图2c和图3c）时，贝氏体的转变开始温度最高约为480℃；此时珠光体含量极少，可认为已接近珠光体转变的临界冷速。图2a～图2c表明，生成的铁素体晶粒越来越细小，这是由于铁素体转变为扩散型相变，随着冷却速度加快、过冷度的增加，促进了铁素体的形核，高的形核密度抑制了铁素体晶粒的长大［6］。

冷速增加到5℃/s（图2d和图3d）时，贝氏体呈典型的羽毛状，为上贝氏体；结合热膨胀曲线分析，此时铁素体已基本消失。

在10℃/s冷速下（图2e和图3e），贝氏体含量变得极少，可认为此冷速已接近贝氏体转变的临界冷速。

由图2f、图2g、图2h和图3f、图3g、图3h可知，当冷速＞15℃/s时，所得到的组织已经为全马氏体，且马氏体板条逐渐变细。

因此，合适控制冷却工艺是试验钢获得目标组织的必要条件。

结合试验结果可进一步确定，由于此含Ti系TRIP试验钢的临界转变温度Ac1=698℃、Ac3=902℃，结合工业退火炉的加热能力，在冷轧试制过程中该成分TRIP钢必须选择在两相区退火处理；可根据退火温度调节临界区铁素体与初始奥氏体的比例，使初始奥氏体中的碳得到一定程度的富集，以便获得TRIP效应所必需的、较为稳定的残余奥氏体。室温下为得到合理比例的高塑性的铁素体、高强度的马氏体和残余奥氏体混合组织，还应在高温段采取较低的冷却速率，使试验钢继续产生一定量的先析铁素体软相组织，随后再保证中心部位以10℃/s以上的冷速淬火，淬火温度（一次快冷温度）可取204～343℃（此温度区间即为热处理工序的淬火工艺窗口），以得到适量的马氏体及残余奥氏体硬相组织。

4 结论

4.1 采用热膨胀法测定了某含Ti系TRIP钢的静态CCT曲线，其相变类型从高温到低温依次是铁素体相变、珠光体相变、贝氏体相变和马氏体相变；试验钢的临界转变温度Ac1=698℃、Ac3=902℃，Ms=343℃、Mf=204℃。

4.2 在试验范围内完全奥氏体后，冷速低于1℃/s时，试验钢仅发生铁素体和珠光体相变；加快冷速后，逐渐发生贝氏体和马氏体相变；冷速超过10℃/s时，认为贝氏体已基本消失，只发生马氏体转变，室温组织为全马氏体。

4.3 根据试验结果，试验钢在冷轧试制过程中，可选择在两相区退火处理，根据退火温度调节临界区铁素体与初始奥氏体的比例；室温下为得到合理比例的铁素体、马氏体和残余奥氏体混合组织，应在高温段采取较低的冷却速率，使试验钢继续产生一定量的软相铁素体，然后再以10℃/s以上的冷速淬火，淬火温度（一次快冷温度）可取204～343℃，以得到适量的硬相马氏体及残余奥氏体。

［1］ 马海，张字光，赵爱民，等.C—Mn—Al系TRIP钢连续冷却转变及组织研究［J］.材料热处理技术，2010，39（6）：14-16.

［2］ 闫翠，李麟，符仁钰，等.TRIP钢的研究进展［J］.上海金属，2008，30（4）：40-44.

［3］ 侯晓英.热轧及冷轧快速退火低硅含磷TRIP钢组织性能研究［D］.沈阳：东北大学，2012.

［4］ 张迎晖，康永林，于浩，等.C-Si-Mn系TRIP钢连续冷却过程相变研究［J］.机械工程材料，2005，29（12）：4-6.

［5］ 李红英，丁常伟，张希旺，等.16MnR钢奥氏体连续冷却转变曲线（CCT图）［J］.材料科学与工程学报，2007，25（5）：727-730.

［6］ Thompson M,Ferry M,Manohar P A.Simulation of hot-band microstructure of C-Mn steelsduring high speed cooling［J］.ISIJ International，2001，41（4）：891-899.