两相区退火对复合添加Al- V- Ti的TRIP钢组织与力学性能的影响

陈立本 姜 沪 张功庭 何燕霖 李 麟

(1.上海大学 材料科学与工程学院，上海 200072; 2.攀枝花钢铁研究院，四川 攀枝花 617023)

相变诱发塑性钢(TRIP钢)作为一种低合金高强度汽车用钢，具有良好的综合力学性能以及经济性，近年来受到了广泛的研究与关注[1- 2]。TRIP钢的热处理过程主要有两相区退火和贝氏体等温两个阶段。目前关于合适的两相区退火温度研究通常有以下几种观点：Emadoddin等[3]认为在退火温度为(Ac1+Ac3)/2+20 ℃时能达到最高残留奥氏体量与最佳力学性能；Zhu等[4]认为在保持两相区退火组织为67%奥氏体(A)+33%铁素体(F)(体积分数，下同)时可获得最佳力学性能；Kim等[5]认为两相区退火温度应确保钢中50%奥氏体+50%铁素体的组织配比。本研究拟采用热力学计算方法确定合适的两相区退火参数，并结合试验研究两相区退火对复合添加Al- V- Ti的TRIP钢组织与力学性能的影响，以期为制定合理的TRIP钢热处理工艺提供一定参考。

1 试验材料与方法

试验钢为厚度1.4 mm的冷轧TRIP钢板，其化学成分如表1所示。

表1 试验钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of test steel (mass fraction) %

在盐浴炉中进行热处理试验。采用微机控制电子万能试验机WANCE ETM504C进行室温单向拉伸试验，拉伸试样标距为50 mm，拉伸速率为2 mm/min。

热处理后试样经研磨、抛光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蚀制备成金相试样，然后使用HITACHIS- 570S扫描电子显微镜观察试样的显微组织。透射样品经机械研磨至50 μm后，冲制成直径3 mm的薄片，使用5%高氯酸酒精电解液进行双喷电解减薄，然后在JEM- 2010F场发射透射电镜上观察试样的精细结构，加速电压为200 kV。使用18 kW D/MAX2500V型X射线衍射仪测定残留奥氏体的体积分数及其含碳量，试样经机械抛光后使用电解抛光去除残余应力。采用Cu靶，管压40 kV，管电流40 mA，扫描范围40°～100°，步长为0.02°。

残留奥氏体的体积分数由式(1)[6]进行计算：

(1)

式中：Iγ为奥氏体(220)γ及(311)γ峰的积分强度的平均值，Iα为铁素体(211)α峰的积分强度。

残留奥氏体含碳量由式(2)[7]计算。

(2)

式中：a为残留奥氏体的点阵常数。

2 热力学计算与热处理方案制定

利用Thermo- Calc(TCFE6数据库)软件计算得到试验钢A1、A3温度分别为705与933 ℃。同时使用DIL805A热膨胀仪测得试验钢Ac1、Ac3温度分别为675和914 ℃。说明可采用Thermo- Calc软件计算试验钢在不同退火温度下的相组成，结果如表2所示。

表2 试验钢在不同温度退火后的相组成计算结果Table 2 Calculation results of phase composition of test steel annealed at different temperatures

由计算确定试验钢的退火温度区间为780～840 ℃，以20 ℃为间隔。该温度区间包括了试验钢40%～60%奥氏体、(Ac1+Ac3)/2±20 ℃的退火温度区间。研究还考虑了退火时间(1、2、3、5、16 min)对试验钢力学性能的影响，具体热处理工艺如图1所示。

图1 试验钢热处理工艺图Fig.1 Schematic diagram of the heat treatment process of test steel

3 结果与讨论

3.1 两相区退火对试验钢组织的影响

图2(a)～2(d)为试验钢在不同两相区温度退火后的显微组织，由图可知该组织由铁素体、贝氏体及残留奥氏体组成。此外，随着两相区退火温度的升高，钢中铁素体含量明显减少，贝氏体与残留奥氏体含量增加，这与热力学计算结果相吻合。

试验钢在两相区820 ℃等温不同时间后的显微组织如图3所示，可以看出，随着两相区等温时间的延长，试验钢的晶粒尺寸不断增大。且退火时间较短时，贝氏体和残留奥氏体呈较均匀规则的颗粒状，而退火时间较长时，贝氏体和残留奥氏体呈不规则的条状与块状。分析其原因是随着两相区保温时间的延长，奥氏体晶粒长大，导致奥氏体平均含碳量下降，在后续贝氏体等温过程中碳元素富集不均匀，从而出现了条状贝氏体组织。

图2 试验钢两相区不同温度退火后的显微组织Fig.2 Microstructures of test steel annealed at different intercritical temperatures

图3 试验钢在两相区820 ℃等温不同时间后的显微组织Fig.3 Microstructures of test steel after annealing at 820 ℃ for different times

3.2 两相区退火对试验钢力学性能的影响

图4为试验钢在不同两相区温度退火后的力学性能，可以看出，随着两相区退火温度的升高，试验钢的抗拉强度先上升后下降，平均值约1 060 MPa，屈服强度先略微下降后上升，断后伸长率则显著上升后略下降，在820 ℃退火时最高，为22.4%。试验钢强塑积的变化趋势与断后伸长率基本一致，在820 ℃退火时获得最佳强塑积为24 956 MPa·%。820 ℃为试验钢的(Ac1+Ac3)/2+25 ℃温度，此时两相区相组成约为54%奥氏体+46%铁素体。

图4 试验钢经不同两相区温度退火后的力学性能Fig.4 Mechanical properties of test steel after annealing at different intercritical temperatures

图5为试验钢在820 ℃两相区保温不同时间、400 ℃贝氏体区等温5 min后的力学性能。可见，试验钢的断后伸长率随着两相区保温时间的延长先升高后降低，在两相区退火时间为3 min时达到最大值23.9%，对应强塑积为26 123 MPa·%。当保温时间延长至16 min时断后伸长率降低至仅18.8%，强塑积为20 206 MPa·%。两相区退火时间对试验钢抗拉强度的影响并不明显，均保持在1 050 MPa以上。此外，两相区退火时间对试验钢屈服现象的影响如表3所示，试验钢的拉伸应力- 应变曲线如图6所示。可见，随着两相区退火时间的延长，试验钢的屈服强度不断降低，屈服平台的长度也不断缩短，当等温时间超过5 min后，屈服平台消失，该现象在文献[8]中也有报道。其原因可能是随着两相区退火时间的延长，试验钢中的合金元素扩散充分，柯氏气团溶解，降低了拉伸应变初期对可动位错的钉扎作用，从而降低了试验钢的屈服强度，缩短了屈服平台长度，呈现连续屈服的特征。

图5 试验钢在两相区820 ℃保温不同时间后的力学性能Fig.5 Mechanical properties of test steel after intercritical annealing at 820 ℃ for different times

表3 两相区退火时间对试验钢屈服现象的影响Table 3 Effect of intercritical annealing times on yield property of test steel

图6 在两相区温度退火不同时间的试验钢的应力- 应变曲线Fig.6 Stress- strain curves of test steel after intercritical annealing for different times

3.3 两相区退火对残留奥氏体的影响

参考Chiro等[9]的研究结果，使用残留奥氏体量与残留奥氏体中碳含量的乘积作为残留奥氏体的稳定性参数(R=Vγ×Cγ)，分析了试验钢力学性能与残留奥氏体稳定性之间的关系，结果如图7和图8所示。

由图7可见，随着两相区等温温度的升高，试验钢中残留奥氏体体积分数整体上先升高后下降，残留奥氏体中碳含量也呈现相同趋势。在820 ℃退火时获得最高残留奥氏体量(21.91%)及其碳含量(1.22%)，对应了最佳的力学性能，此时残留奥氏体呈薄膜状分布于贝氏体间，如图9所示。有文献[10]认为这种形态的残留奥氏体在应变过程中具有较高的稳定性。试验钢的强塑积与R值变化趋势相同，820 ℃退火时获得了最高的R值为26.7，对应的最佳强塑积为24 956 MPa·%。这说明残留奥氏体的稳定性对试验钢的力学性能至关重要。

由图8可见，随着两相区退火时间的延长，试验钢中残留奥氏体量及其碳含量整体上先增加后减少，在两相区退火3 min时达到最大值，即残留奥氏体体积分数为19.61%，碳含量为1.41%。其原因可能是过长的两相区等温时间使得试验钢中奥氏体晶粒长大，降低了奥氏体晶粒的平均碳含量，在随后贝氏体等温过程中碳元素在残留奥氏体中富集不足，导致在后续冷却过程中部分残留奥氏体失稳分解，从而降低了试验钢的最终残留奥氏体量及其含碳量。同时，保温时间过长对试验钢晶粒粗化的作用也值得考虑。试验钢强塑积的变化趋势与R值保持一致，随着两相区退火时间的延长，R值先升高后降低，在退火时间为3 min时R值达到最大值为27.7，此时试验钢的强塑积也获得最大值为26 123 MPa·%。

图7 不同两相区温度退火的试验钢的残留奥氏体稳定性与力学性能关系Fig.7 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing at different temperatures

图8 两相区等温不同时间的试验钢的残留奥氏体稳定性与力学性能关系Fig.8 Relationship between retained austenite stability and mechanical property of test steel after intercritical annealing for different times

图9 试验钢中残留奥氏体的明场像(a)和暗场像(b)Fig.9 Bright field (a) and dark field images (b) of retained austenite in test steel

4 结论

(1)试验钢经不同两相区退火工艺处理后，组织均为铁素体、贝氏体加残留奥氏体三相组织。其中，铁素体含量随着两相区退火温度的升高而降低。当两相区退火温度为820 ℃时，试验钢获得较佳力学性能，此时退火组织为54%奥氏体+46%铁素体。

(2)试验钢经820 ℃退火3 min、400 ℃贝氏体区等温5 min后可获得最佳力学性能，即抗拉强度为1 093 MPa，断后伸长率为23.9%，强塑积为26 123 MPa·%。此时试验钢中残留奥氏体以薄膜状分布于贝氏体与铁素体间，残留奥氏体体积分数为19.61%，其含碳量为1.41%，残留奥氏体稳定性参数R值最高为27.7，并与强塑积呈正比关系。

(3)两相区退火时间对试验钢屈服行为影响显著。随着两相区退火时间的延长，试验钢的屈服强度降低、屈服平台长度缩短。当退火时间超过5 min后，试验钢呈现出连续屈服的特性。