含鈮低硅TRIP鋼板烘烤硬化行為分析

王 博，張冬梅，岳明明

(1.萊蕪鋼鐵集團(tuán)有限公司技術(shù)中心，山東 萊蕪，271104；2.中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)(集團(tuán))有限責(zé)任公司，遼寧 沈陽，110043；3.東北大學(xué)材料與冶金學(xué)院, 遼寧 沈陽，110819)

相變誘發(fā)塑性(TRIP)鋼是近幾年發(fā)展起來的一種高強(qiáng)度高塑性鋼，用其制作汽車鋼板可以減輕汽車的重量、降低汽車的燃油消耗和廢氣排放，同時提高汽車的安全性，它是一種非常有前途的材料[1-5]。汽車鋼板通常會經(jīng)過“沖壓-成型-噴漆”這一生產(chǎn)工藝，與烘烤前相比，烘烤后的零件需要更大的應(yīng)力才會發(fā)生屈服變形，即烘漆后鋼板的屈服強(qiáng)度得到提高，即產(chǎn)生了烘烤硬化(Bake Hardening, 簡稱BH)現(xiàn)象。烘烤硬化現(xiàn)象在汽車工業(yè)中具有重要意義，它允許鋼板進(jìn)一步減薄，從而減輕車身自重，提高車輛行駛的安全系數(shù)并降低油耗、節(jié)省能源。近20年來，國內(nèi)外學(xué)者的研究領(lǐng)域主要集中在合金元素含量對TRIP鋼的顯微組織、力學(xué)性能和TRIP效應(yīng)的影響，或者集中在冷軋熱處理TRIP鋼的軋后臨界退火和貝氏體等溫處理方面[6-10]，而對于TRIP鋼在烤漆過程中的組織性能變化及烘烤硬化性能研究較少。為此，本文對含鈮低硅 TRIP鋼在不同烘烤條件下組織性能的變化及烘烤硬化性能進(jìn)行研究，從而建立烘烤硬化值變化模型，以期為汽車沖壓件的合理化選材和TRIP鋼的實(shí)際應(yīng)用提供依據(jù)。

1 實(shí)驗

1.1 鋼樣制備及烘烤處理

本實(shí)驗鋼在添加微合金元素Nb的同時，用Al部分取代Si，以解決Si含量過高使得連鑄坯韌性較差、惡化鋼的表面質(zhì)量和鍍覆性能等問題。實(shí)驗鋼經(jīng)中頻感應(yīng)電爐熔煉后澆注成50 kg重的鑄錠，鑄錠經(jīng)1200 ℃保溫1 h后，鍛造成30 mm×80 mm×120 mm的鍛坯，經(jīng)熱軋至3.5 mm厚，再冷軋至1.0 mm厚。將1.0 mm厚的冷軋鋼板切割成小塊，選取800 ℃作為臨界退火溫度，于氯化鹽中保溫5 min，然后淬入溫度為400 ℃的硝酸鹽中保溫5 min，最后空冷至室溫。實(shí)驗鋼的化學(xué)成分見表1。

表1 實(shí)驗鋼的化學(xué)成分(wB/%)Table 1 Chemical compositions of experimental steel

在SANS CMT5000電子機(jī)械實(shí)驗機(jī)上對熱處理后的鋼板進(jìn)行不同預(yù)變形量的拉伸變形；將4%預(yù)變形后的板料在硅油中進(jìn)行烘烤處理，分別將試樣在80、110、140、170、200和230 ℃的硅油中保溫20 min；或在170 ℃的硅油中分別保溫2、7、20、30和40 min，并對烘烤處理后的鋼板進(jìn)行拉伸實(shí)驗。

1.2 檢測分析

采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕熱處理后的試樣，在OLYMPUS GX51倒置式多功能光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相分析，采用TEM進(jìn)行顯微組織觀察。把預(yù)變形后和烘烤處理的鋼板制成X射線衍射試樣，用砂紙將試樣表面的氧化膜去掉。采用Cu-Kα射線，分別計算(200)α、(211)α、(220)γ和(311)γ衍射峰的積分強(qiáng)度，按直接對比法計算殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。殘余奧氏體中含碳量按公式a0=0.3578+0.0033w(Cγ)[11]確定，其中w(Cγ)為殘余奧氏體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(%)，a0為(220)晶面的點(diǎn)陣常數(shù)(nm)。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同預(yù)變形條件下實(shí)驗鋼烘烤前后組織和性能變化

圖1為實(shí)驗鋼經(jīng)過不同工藝處理后的光學(xué)顯微組織。其中圖1(a)為經(jīng)過800 ℃退火和400 ℃貝氏體區(qū)鹽浴等溫處理后的組織形貌，此狀態(tài)下的組織為54.8%的鐵素體、31%的貝氏體和14.2%的殘余奧氏體。圖1(b)和圖1(c)分別為鹽浴等溫處理后實(shí)驗鋼經(jīng)過4%預(yù)應(yīng)變和4%預(yù)應(yīng)變+170℃烘烤20min后的組織形貌，結(jié)合OLYCIATM M3金相圖像分析軟件、X射線衍射和TEM分析得到，實(shí)驗鋼經(jīng)過4%預(yù)應(yīng)變后，殘余奧氏體向馬氏體發(fā)生相變，經(jīng)過4%預(yù)應(yīng)變+170 ℃烘烤20 min后，殘余奧氏體向貝氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。從而烘烤處理后，TRIP實(shí)驗鋼的最終組織為鐵素體、殘余奧氏體、貝氏體和馬氏體。

(a)退火處理后 (b) 4%預(yù)應(yīng)變 (c) 4%預(yù)應(yīng)變+170 ℃烘烤

圖1實(shí)驗鋼經(jīng)不同工藝處理后的光學(xué)顯微組織

Fig.1Microstructuresofexperimentalsteelafterdifferenttreatingprocesses

表2為不同預(yù)應(yīng)變后的實(shí)驗鋼烘烤前后的組織組成和性能。從表2中可以看出，在烘烤前，隨著預(yù)變形量的增加，實(shí)驗鋼的殘余奧氏體量減少。而不同預(yù)變形量實(shí)驗鋼經(jīng)過170 ℃烘烤20 min后，隨著預(yù)變形量的增加，實(shí)驗鋼的殘余奧氏體量減少，馬氏體量增加而殘余奧氏體碳含量基本不變，貝氏體量的變化也不大。這是因為TRIP效應(yīng)的發(fā)生，在變形過程中，殘余奧氏體向馬氏體發(fā)生相變，實(shí)驗鋼的殘余奧氏體量減少。變形量越大，馬氏體量越多，而此相變過程是一種無擴(kuò)散過程，使得殘余奧氏體內(nèi)固溶碳含量基本不變。

從表2中還可以看出不同預(yù)變形量實(shí)驗鋼烘烤前后的力學(xué)性能。隨著預(yù)變形量的增加，實(shí)驗鋼屈服強(qiáng)度增加，實(shí)驗鋼經(jīng)過烘烤后屈服強(qiáng)度增加幅度比較大；當(dāng)預(yù)變形量從0增加到16%時，實(shí)驗鋼屈服強(qiáng)度從492 MPa上升到659 MPa；實(shí)驗鋼經(jīng)過170 ℃烘烤20 min后，當(dāng)預(yù)變形量從1%增加到16%時，屈服強(qiáng)度從545 MPa增加到702MPa；當(dāng)預(yù)變形量小于4%時，烘烤硬化值隨預(yù)變形量增加而迅速提高；而當(dāng)預(yù)變形量大于4%時，烘烤硬化值隨預(yù)變形量增加而緩慢降低；當(dāng)預(yù)變形量為4%時，實(shí)驗鋼的烘烤硬化值達(dá)到極大值70 MPa。

表2 不同預(yù)變形后實(shí)驗鋼烘烤前后的組織和性能Table 2 Microstructures and mechanical properties of experimental steel with different pre-deformations before and after baking

2.2 不同烘烤溫度條件下實(shí)驗鋼的組織和性能變化

圖2為實(shí)驗鋼經(jīng)過110、170和230 ℃烘烤處理后碳氮化物析出相的TEM形貌。由圖2可看出，實(shí)驗鋼經(jīng)過烘烤處理后，會發(fā)生細(xì)小碳氮化鈮的沉淀析出，隨著烘烤溫度升高，碳氮原子的擴(kuò)散系數(shù)或碳氮化鈮析出速率增加，使碳氮化鈮的數(shù)量增加。

(a)110 ℃ (b)170 ℃ (c) 230 ℃

圖2實(shí)驗鋼在不同溫度烘烤后碳氮化物析出相的TEM組織

Fig.2TEMimagesofcarbonitrideinexperimentalsteelatdifferentbakingtemperatures

實(shí)驗鋼經(jīng)過4%預(yù)變形后，將其在不同烘烤溫度處理20 min后的金相組織含量變化如圖3所示。實(shí)驗鋼經(jīng)過烘烤處理后，鐵素體量和馬氏體量保持不變。從圖3可知，隨烘烤溫度的上升，殘余奧氏體量減少，貝氏體量增加，而殘余奧氏體中碳含量在烘烤溫度低于140℃時變化很小，高于140℃時，殘余奧氏體中碳含量隨烘烤溫度的上升而降低。

(a)殘余奧氏體和貝氏體量

(b)殘余奧氏體含碳量圖3 烘烤溫度對實(shí)驗鋼烘烤后金相組織的影響

Fig.3Effectofbakingtemperatureonmicrostructureofexperimentalsteelafterbaking

經(jīng)過4%變形后，實(shí)驗鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和總延伸率分別為583 MPa、693 MPa和40%。圖4顯示了不同烘烤溫度對應(yīng)的實(shí)驗鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線。由圖4可知，經(jīng)過不同溫度烘烤處理后，實(shí)驗鋼部分殘余奧氏體發(fā)生了貝氏體相變，使實(shí)驗鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增加，總延伸率變化不是很明顯，由此表明，TRIP鋼經(jīng)過不同溫度烘烤處理后，表現(xiàn)出良好的強(qiáng)塑性。

圖4 實(shí)驗鋼在不同溫度烘烤后的應(yīng)力應(yīng)變曲線

Fig.4Stress-straincurvesofexperimentalsteelafterbakingatdifferenttemperatures

圖5顯示了實(shí)驗鋼烘烤硬化值隨烘烤溫度變化的趨勢。從圖5中可以看出，在烘烤溫度低于170 ℃時，實(shí)驗鋼烘烤硬化值隨烘烤溫度升高而明顯增加，但在烘烤溫度高于170 ℃后，烘烤硬化值隨烘烤溫度升高而增加的趨勢變緩。這表明TRIP鋼在烘烤溫度高于170 ℃時，烘烤硬化值隨溫度增加而變化的敏感性減弱。

圖5 烘烤溫度對實(shí)驗鋼烘烤硬化值的影響

Fig.5Effectofbakingtemperaturesonbake-hardeningvalueofexperimentalsteel

2.3 不同烘烤時間條件下實(shí)驗鋼的組織和性能變化

通過X射線衍射測定發(fā)現(xiàn)，隨烘烤時間的延長，實(shí)驗鋼 (220A) 殘余奧氏體衍射峰強(qiáng)度降低，最強(qiáng)衍射峰對應(yīng)的X射線衍射角增大。通過TEM分析，發(fā)現(xiàn)隨烘烤時間的延長，實(shí)驗鋼的沉淀析出的碳氮化物量增多。圖6顯示了烘烤時間對實(shí)驗鋼殘余奧氏體量、貝氏體量和殘余奧氏體碳含量的影響。從圖6中可以看出，隨烘烤時間的延長，殘余奧氏體量減少，貝氏體量增加，而殘余奧氏體的含碳量在烘烤時間在20 min以內(nèi)時沒有明顯變化，但超過20 min以后，殘余奧氏體碳含量減少。

(a)殘余奧氏體和貝氏體量

(b)殘余奧氏體含碳量圖6 烘烤時間對實(shí)驗鋼烘烤后金相組織的影響

Fig.6Effectofbakingtimesonmicrostructureofexperimentalsteelafterbaking

圖7顯示了烘烤時間分別為2、7、20、30和40 min對應(yīng)的實(shí)驗鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線。對比分析圖7以及實(shí)驗鋼經(jīng)過4%預(yù)變形后的力學(xué)性能可以發(fā)現(xiàn)，實(shí)驗鋼經(jīng)過不同時間烘烤處理后，導(dǎo)致實(shí)驗鋼的組織發(fā)生變化，使屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增加，總延伸率變化不是很明顯，都在30%以上。由此表明，TRIP鋼經(jīng)過不同時間烘烤處理后，表現(xiàn)出良好的強(qiáng)塑性。

圖7 烘烤不同時間后實(shí)驗鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.7 Stress-strain curves after baking at different times

圖8為實(shí)驗鋼烘烤硬化值隨烘烤時間的變化趨勢。當(dāng)烘烤時間在20 min以內(nèi)時，實(shí)驗鋼烘烤硬化值隨烘烤時間的延長而增加，但是烘烤時間超過20 min以后，隨烘烤時間的延長，實(shí)驗鋼烘烤硬化值卻呈緩慢下降趨勢。

圖8 烘烤時間對實(shí)驗鋼烘烤硬化值的影響

Fig.8Effectofbakingtimesonbake-hardeningvalueofexperimentalsteel

2.4 TRIP鋼烘烤硬化行為分析

TRIP鋼在烘烤處理過程中部分殘留奧氏體發(fā)生了貝氏體相變，而鐵素體和馬氏體的含量不變。因此，經(jīng)烘烤處理后殘留奧氏體和貝氏體的體積含量、殘留奧氏體內(nèi)固溶碳含量、沉淀析出的碳氮化物以及Cottrell氣團(tuán)數(shù)目的變化都會對TRIP鋼的屈服強(qiáng)度產(chǎn)生影響。為了探討TRIP鋼的烘烤硬化機(jī)理，用ΔYBH表示烤漆前后屈服強(qiáng)度的差，ΔYγ表示殘留奧氏體的體積含量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化，ΔYb表示貝氏體體積含量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化，ΔYγc表示殘留奧氏體內(nèi)固溶碳含量所引起的屈服強(qiáng)度變化，ΔYdp表示沉淀析出碳氮化物數(shù)量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化，ΔYc表示Cottrell氣團(tuán)數(shù)目的變化所引起的屈服強(qiáng)度變化。

在烘烤處理過程中，部分殘留奧氏體發(fā)生了貝氏體相變，而殘留奧氏體的硬度高于貝氏體硬度，因此，烘烤過程所發(fā)生的貝氏體相變導(dǎo)致了屈服強(qiáng)度的降低，故貝氏體和殘留奧氏體的體積含量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化ΔYγ+ΔYb為負(fù)值。

由于殘余奧氏體向馬氏體發(fā)生相變的過程是一種無擴(kuò)散過程，實(shí)驗鋼經(jīng)過預(yù)變形和烘烤后殘余奧氏體碳含量基本不變，從而ΔYγc≈0；在相對較低烘烤溫度或相對較短的烘烤時間范圍內(nèi)，烘烤后，殘余奧氏體碳含量的變化很小，則ΔYγc≈0，對于在相對較高烘烤溫度和相對較長的烘烤時間范圍內(nèi)，烘烤后，殘余奧氏體碳含量降低，則ΔYγc為負(fù)值。

隨預(yù)變形量的增加、烘烤溫度的升高和烘烤時間的延長，碳氮化鈮析出速率增加，單位時間內(nèi)釘扎位錯的微粒數(shù)目也相應(yīng)增加，位錯擺脫釘扎維持繼續(xù)變形所需要的應(yīng)力則增大，在宏觀上表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度增大，則沉淀析出碳氮化鈮數(shù)量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化ΔYdp為正值。

對于Cottrell氣團(tuán)數(shù)目的變化所引起屈服強(qiáng)度變化ΔYc，其包括鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和馬氏體基體內(nèi)的固溶原子與位錯形成氣團(tuán)數(shù)目的變化。在本實(shí)驗的TRIP鋼中，鐵素體含量為54.8%，鐵素體含量較多且軟相鐵素體容易變形，則鐵素體基體內(nèi)的固溶原子與位錯形成氣團(tuán)數(shù)目的變化對ΔYc的影響最為重要，硬相貝氏體含量為30%左右，其對ΔYc的影響相對鐵素體要小一些，而殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)雖然只有10%左右，但是其內(nèi)部固溶的碳原子較多，而碳、氮原子作為主要的間隙原子對位錯的釘軋而形成Cottrell氣團(tuán)，從而殘余奧氏體對ΔYc的影響也較為重要。對于硬相馬氏體，由于其含量最低，為10%以下，從而馬氏體對ΔYc的影響可以忽略不計。對于預(yù)變形量的影響，隨變形量的增加，鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體基體的位錯密度增加, 在烘烤處理時，固溶原子和間隙原子對位錯的釘扎形成的Cottrell氣團(tuán)數(shù)目也增加，ΔYc為正值。但當(dāng)預(yù)變形量超過一定值后，Cottrell氣團(tuán)的飽和度下降，導(dǎo)致ΔYc減??；對于烘烤溫度影響，隨烘烤溫度的上升，基體中固溶原子和間隙原子向位錯擴(kuò)散釘扎位錯的程度會不斷增加，ΔYc增加。當(dāng)進(jìn)入和離開位錯的固溶原子和間隙原子基本達(dá)到了平衡，溫度繼續(xù)升高并不能增加釘扎位錯的固溶原子和間隙原子數(shù)目，因而ΔYc不再明顯增加；對于烘烤時間的影響，隨烘烤時間的延長，固溶原子和間隙原子釘扎的位錯數(shù)目會相應(yīng)地增加，導(dǎo)致ΔYc增加。當(dāng)烘烤時間繼續(xù)延長時，會導(dǎo)致固溶原子和間隙原子離開位錯的幾率增大，使得進(jìn)入和離開位錯的碳原子的平衡關(guān)系受到了破壞，固溶原子和間隙原子對位錯的釘扎作用有所減弱，從而ΔYc有所減小。在整個烘烤過程，ΔYc為正值。

綜上所述，預(yù)變形量、烘烤溫度和烘烤時間對TRIP鋼的烘烤硬化值有影響，具體微觀組織變化表明，殘留奧氏體和貝氏體的體積含量、殘留奧氏體內(nèi)固溶碳含量、沉淀析出的碳氮化物以及Cottrell氣團(tuán)數(shù)目的變化都會對TRIP鋼的屈服強(qiáng)度產(chǎn)生影響。于是建立了TRIP鋼微觀組織對烘烤硬化影響的模型：ΔYBH=ΔYγ+ΔYb+ΔYγc+ΔYdp+ΔYc。其中ΔYγ+ΔYb+ΔYγc，由于其變化量較小，對ΔYBH的影響相對較弱。沉淀析出碳氮化物數(shù)量變化所引起的屈服強(qiáng)度變化ΔYdp和Cottrell氣團(tuán)數(shù)目的變化所引起的屈服強(qiáng)度變化ΔYc對烘烤硬化值變化的影響相對顯著。

3 結(jié)論

(1)含鈮低硅TRIP鋼板經(jīng)過預(yù)變形和烘烤處理后，屈服強(qiáng)度增加，烘烤硬化值最高達(dá)到70 MPa，表現(xiàn)出了良好的烘烤硬化性能。當(dāng)預(yù)變形量小于4%時，烘烤硬化值隨預(yù)變形量增大而增加，預(yù)變形量大于4%時，烘烤硬化值隨預(yù)變形量增大而降低。

(2)當(dāng)烘烤溫度低于170 ℃時，隨烘烤溫度的上升，TRIP鋼烘烤硬化值明顯增加，而當(dāng)烘烤溫度高于170 ℃時，TRTP鋼烘烤硬化值隨烘烤溫度的上升而變化很小。

(3)當(dāng)烘烤時間在20 min以內(nèi)時，隨烘烤時間的延長，TRIP鋼烘烤硬化值顯著增加，而當(dāng)烘烤時間大于20 min時，烘烤硬化值隨烘烤時間的延長反而有所降低。

(4)根據(jù)烘烤前后組織變化對TRIP鋼的屈服強(qiáng)度的影響，建立了TRIP鋼微觀組織對烘烤硬化影響的模型：ΔYBH=ΔYγ+ΔYb+ΔYγc+ΔYdp+ΔYc，其中沉淀析出碳氮化物數(shù)量和Cottrell氣團(tuán)數(shù)目變化引起的ΔYdp+ΔYc對烘烤硬化值變化的影響相對顯著。

[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.