鈦微合金化熱軋TRIP鋼的連續(xù)冷卻相變研究

衣海龍，徐 薇，龍雷周，劉振宇

（東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

為了滿足汽車工業(yè)及相關機械行業(yè)的發(fā)展需求，高強塑積的高強鋼不斷引起人們的關注，其中TRIP鋼由于具有良好的強度，同時又具有良好的塑性，一直引起人們的廣泛關注［1－4］，但 TRIP鋼的生產(chǎn)方式大多采用復雜的熱處理工藝，給TRIP鋼實際生產(chǎn)及推廣應用帶來了較大的困難。隨著軋制與冷卻技術的進步，熱軋態(tài)TRIP鋼在實際生產(chǎn)中具有工藝的可行性，且由于可省去復雜的熱處理過程，具有成分簡單、工藝可實施強等優(yōu)勢，具有良好的發(fā)展前景［5－7］。從熱軋TRIP鋼的成分設計上來說，除了選用C，Si，Mn等常用的固溶強化元素外，還添加Nb，V，Ti等微合金元素，擬通過細晶強化及析出強化提高熱軋TRIP鋼的性能，其中研究較多的為Nb，V 系 的 TRIP鋼［8－10］，而對鈦微合金化TRIP鋼的研究則相對較少。近年來，由于鈦微合金元素的低成本優(yōu)勢，在傳統(tǒng)微合金鋼的成分設計上開始采用以鈦代替鈮或釩的工藝思路，其相關的工藝及理論研究較為系統(tǒng)，而對于TRIP鋼來說，由于其工藝路線復雜，相關的研究工作還相對較少，因此，研究鈦微合金化熱軋TRIP鋼的相關工藝理論具有重要意義。

本工作選取了一種C－Si－Mn－Ti的熱軋TRIP鋼，從熱軋工藝角度出發(fā)，測定實驗鋼在連續(xù)冷卻工藝下的CCT曲線，研究其在連續(xù)冷卻工藝下的相區(qū)分布及組織演變規(guī)律，為鈦微合金化熱軋TRIP的工藝模擬及實驗研究奠定基礎。

1 實驗材料與方法

實驗材料為一種C－Si－Mn－Ti的熱軋TRIP鋼，其化學成分（質(zhì)量分數(shù)／%）為：0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.005N。采用真空感應爐冶煉，澆鑄150kg鋼錠，在φ450實驗軋機上軋成厚度為12mm的板材，然后將其加工成φ3mm×10mm的圓柱形試樣，用于熱模擬實驗。

連續(xù)冷卻工藝下膨脹曲線的測定是在Formastor－FII全自動相變儀上進行。首先，將試樣以10℃／s的速率升溫到1250℃保溫5min，然后以10℃／s的冷卻速率分別冷至760，820，880℃，然后分別以0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷卻速率冷至室溫，記錄冷卻過程的膨脹曲線，結合金相觀察確定奧氏體／鐵素體、奧氏體／貝氏體、奧氏體／馬氏體的相變點，繪制CCT曲線。將上述所得的試樣沿軸向剖開，經(jīng)研磨，拋光后采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后利用Q550IW光學顯微鏡進行組織觀察與分析，利用Quanta 600掃描電子顯微鏡對組織及夾雜物進行觀察及分析。

2 結果與分析

2.1 連續(xù)冷卻相變曲線

圖1為實驗鋼在不同開冷溫度下的CCT曲線。可以看出，在不同開冷溫度下，CCT曲線的相變區(qū)域大致相同，當冷卻速率在0.2～2℃／s時，實驗鋼先經(jīng)過鐵素體相區(qū)，然后經(jīng)過貝氏體相區(qū)；當冷卻速率在2～10℃／s時，實驗鋼先經(jīng)過貝氏體相區(qū)，然后經(jīng)過馬氏體相區(qū)；當冷卻速率大于10℃／s時，實驗鋼經(jīng)過馬氏體相區(qū)，其Ms點大致在450℃。鐵素體相變區(qū)對冷卻速度較為敏感，僅當冷卻速率較低時（≤2℃／s），實驗鋼經(jīng)過鐵素體相區(qū)，但在較寬的冷卻速率范圍內(nèi)（0.2～10℃／s和2～30℃／s），實驗鋼經(jīng)過貝氏體和馬氏體相區(qū)。因此，為了獲得合理的鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體／馬氏體組織的熱軋TRIP鋼，首先應在高溫段采用低冷卻速率，使實驗鋼產(chǎn)生一定量的鐵素體，然后采用一定的冷卻速率，在中溫段（400～600℃）實現(xiàn)貝氏體相變，最后在Ms點附近進行保溫或等溫處理，有效控制殘余奧氏體／馬氏體的轉變量，進而在室溫拉伸變形過程中產(chǎn)生TRIP效應。從實驗結果來看，鐵素體的控制及殘余奧氏體／馬氏體的控制區(qū)間相對較窄，因此，為了獲得鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體／馬氏體的熱軋TRIP鋼組織，在實際工藝模擬及實驗研究中應精確控制其對應的鐵素體區(qū)間的冷卻速率及馬氏體相區(qū)保溫溫度等關鍵工藝參數(shù)。

圖1 含鈦TRIP鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線 （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃Fig.1 CCT curves of Ti－bearing TRIP steel （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃

2.2 顯微組織演變

圖2、圖3為不同冷卻速率下獲得的鐵素體、貝氏體及馬氏體的組織形貌。當冷卻速率小于0.5℃／s時，鐵素體為在奧氏體晶界形核的先共析鐵素體及在奧氏體晶內(nèi)形成的晶內(nèi)鐵素體，隨著冷卻速率的增加，鐵素體的形核位置由晶內(nèi)和晶界處轉移到晶界處，而且，隨著冷卻速度的升高，組織中鐵素體的體積分數(shù)及晶粒尺寸也隨之減少；當冷卻速率較低時，貝氏體以粒狀貝氏體和板條貝氏體為主，當冷卻速率升高后，貝氏體主要以板條貝氏體為主；當冷卻速率繼續(xù)升高后，組織中出現(xiàn)了交錯分布的板條馬氏體。

圖4為鐵素體轉變開始溫度、貝氏體轉變開始溫度隨冷卻速率的變化情況。對于鐵素體相變來說，隨著冷卻速率的增加，鐵素體轉變開始溫度逐漸降低，隨著開冷溫度的升高，鐵素體轉變開始溫度有所升高，具體如圖4（a）。因此，開冷溫度的升高促進了鐵素體相變，冷卻速率的增加抑制了鐵素體相變。由于鐵素體相變?yōu)槭芙缑婵刂频臄U散型相變，冷卻速度提高，過冷度增加，使得鐵素體相變的自由焓差增大，同時，隨著過冷度的增大，晶界、位錯等處的臨界形核自由能與均勻形核時的臨界形核自由能相比逐漸減少，使得鐵素體相變可以在相對較低的溫度下進行，即鐵素體轉變開始溫度有所降低。

圖2 在不同開冷溫度及冷卻速率下的顯微組織（a）760℃－0.5℃／s；（b）760℃－1℃／s；（c）760℃－2℃／s；（d）880℃－0.5℃／s；（e）880℃－1℃／s；（f）880℃－2℃／sFig.2 Microstructures at different start cooling temperatures and cooling rates（a）760℃－0.5℃／s；（b）760℃－1℃／s；（c）760℃－2℃／s；（d）880℃－0.5℃／s；（e）880℃－1℃／s；（f）880℃－2℃／s

圖3 在760℃不同冷卻速率下的顯微組織 （a）5℃／s；（b）10℃／s；（c）20℃／s；（d）30℃／sFig.3 Microstructures with different cooling rates at 760℃ （a）5℃／s；（b）10℃／s；（c）20℃／s；（d）30℃／s

對于貝氏體相變來說，隨著冷卻速率的增加，貝氏體轉變開始溫度逐漸降低，隨著開冷溫度的升高，貝氏體轉變開始溫度有所升高，具體如圖4（b）。由于貝氏體相變區(qū)別于擴散型鐵素體相變，其相變類型為半擴散型切變相變，其轉變機制不僅取決于相變驅動力的大小，而且與原子的擴散能力密切相關。在貝氏體相變的高溫區(qū)域，間隙碳原子能夠進行有效的界面擴散，貝氏體可能以臺階擴散方式形核和長大，此時相對較高的開冷溫度有利于間隙原子的擴散過程，因此，導致貝氏體轉變開始溫度有所升高。同樣，隨著冷卻速率的提高，一定程度上抑制了間隙原子的擴散過程，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，相應地降低了貝氏體轉變開始溫度。劉宗昌等 應用綜合理論分析方法研究了鋼中的貝氏體相變熱力學，在進行相變熱力學分析的基礎上，估算了貝氏體轉變開始溫度下相變阻力為105J／mol，并指出貝氏體相變不僅與驅動力有關，而且取決于原子擴散能力，從貝氏體轉變開始溫度到馬氏體轉變開始溫度，貝氏體相變機制經(jīng)歷了界面臺階擴散、熱激活躍遷位移及切變無擴散相變過程。

圖4 相變開始溫度變化規(guī)律 （a）鐵素體轉變；（b）貝氏體轉變Fig.4 Relationship between start cooling temperature and phase start temperature（a）ferrite phase transformation；（b）bainite phase transformation

利用掃描電鏡對晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點進行了觀察分析，具體如圖5所示。晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點為夾雜物，其組成包括了Al2O3，CaO，SiO2及MnS夾雜物。相關的研究表明［13，14］，晶內(nèi)鐵素體的形成與夾雜物的惰性界面能、應力－應變能及夾雜物與鐵素體的錯配度都有關。夾雜物作為一種惰性介質(zhì)所具有的較高的惰性界面能對誘導晶內(nèi)鐵素體的形核和長大起著決定性作用。夾雜物造成其附近較高的應力－應變能以及夾雜物與鐵素體的錯配度較小也有利于晶內(nèi)鐵素體的形核和長大。

圖5 TRIP鋼中晶內(nèi)鐵素體及夾雜物SEM照片（a）和EDS圖譜（b）Fig.5 SEM micrographs（a）and EDS analysis（b）of intragranular ferrite and inclusion in the TRIP steel

由第二相理論計算中可知，γ－α相變的臨界形核尺寸的計算公式如下［15］：

其中，ΔGV為單位體積的相變自由能，ΔGEV為新相形成時造成的單位體積彈性應變能，令＝0時，可得到新相的臨界形核尺寸d＊。

其臨界形核尺寸為40～400nm，因此，為了有效形核，其形核質(zhì)點應大于此尺寸，這與本實驗中所觀察到的夾雜物尺寸2～3μm相吻合，同時，由本工作實驗結果可知，晶內(nèi)鐵素體并未在所有符合臨界形成尺寸的夾雜物上形核，因此，晶內(nèi)鐵素體形成與臨界形核尺寸有關，而且形核具有選擇性，相關的機理仍需進行深入研究。

3 結論

（1）在含鈦TRIP鋼CCT曲線中，相變區(qū)域主要有三個部分：奧氏體→鐵素體＋貝氏體轉變區(qū)、奧氏體→貝氏體＋馬氏體轉變區(qū)及奧氏體→馬氏體轉變區(qū)。當冷卻速率小于2℃／s時，實驗鋼經(jīng)過鐵素體相區(qū)；當冷卻速率在0.5～10℃／s較寬的冷卻速率范圍內(nèi)時，實驗鋼經(jīng)過貝氏體相區(qū)；當冷卻速率大于2℃／s時，實驗鋼在低溫區(qū)獲得了馬氏體組織，其Ms點大致為450℃左右。

（2）隨著冷卻速率的增加，實驗鋼的顯微組織由鐵素體＋貝氏體逐步轉變?yōu)樨愂象w＋馬氏體及單一馬氏體組織。當冷卻速率較低時，鐵素體由晶內(nèi)鐵素體和晶界鐵素體組成，晶內(nèi)鐵素體的形核質(zhì)點為復雜的氧化物及硫化物，貝氏體以粒狀貝氏體為主；當冷卻速率較高時，鐵素體僅在晶界處形核，形成細小的晶界鐵素體，而貝氏體以板條貝氏體為主。

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