本鋼技術研究院, 遼寧　本溪　117000

摘要:針對高Al系TRIP鋼，采用390、410、430和450 ℃溫度進行熱模擬實驗，分析四種貝氏體處理工藝對鋼板力學性能和組織比例的影響規律，實驗結果表明：伴隨實驗溫度的提高，鐵素體體積分數呈升高趨勢，馬氏體+貝氏體+奧氏體的體積分數不斷下降。在410℃～430℃溫度范圍內，鋼中殘余奧氏體和殘奧中碳含量有最佳值，此時力學性能指標也最理想，強塑積達到24.7 GPa%。鋼中殘余奧氏體與殘奧中碳含量的乘積與塑性指標呈比例關系。實驗同時表明：Al元素完全可以代替傳統的Si元素，在獲得TRIP優良強塑積指標的同時能夠保證其表面涂覆性能，對工業化生產中的應用具有一定指導意義。

近年來，汽車制造業發展迅速，制造商要求汽車用鋼在保證高強度的基礎上又具有良好的塑性，相變誘導塑性鋼因其具有較高的強塑積綜合指標而進入了汽車用鋼研發者的視線。

相變誘導塑性鋼，即TRIP鋼（Transformation Induced Plasticity Steel），室溫時由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及馬氏體等多相組織組成[1]。傳統C-Si-Mn系TRIP鋼工藝已逐漸成熟，Si作為主要元素對發揮TRIP效應起著重要的作用，但是較高的Si含量會惡化鋼板表面涂覆性能，而Al元素在不影響鋼板表面質量的前提下，同樣具有抑制碳化物析出、提高殘余奧氏體穩定性的作用[2]，研究用Al代替Si對于提高汽車用TRIP鋼表面質量和促進高鋁TRIP鋼工業化大生產具有一定指導意義。TRIP鋼冷軋退火工序主要由兩相區退火和貝氏體等溫退火兩部分組成，而貝氏體等溫退火工藝對保證TRIP效應具有非常重要的影響。因此，本文以700 MP級的高鋁TRIP鋼為例，研究不同的貝氏體等溫處理工藝對組織和性能的影響規律。

1. 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

實驗材料為700 MPa級別的C-Mn-Al系冷軋TRIP鋼，材料經本鋼煉鋼、熱軋工序，然后在冷軋廠經≥55%的壓下率軋制成規格1.2 mm× 1300 mm的板材，最后在熱模擬實驗室進行連續退火工藝熱模擬實驗，根據熱模擬實驗數據結果指導工業化大生產。TRIP700的化學成分見表1。

表 1TRIP700化學成分（質量分數，%）

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1.2 實驗方法

熱模擬實驗中，在冷軋連續退火工序首先采用相同的兩相區退火溫度780～830 ℃，經過大約113 s的保溫時間，以>24 ℃/s的速度快速冷卻，然后進行貝氏體等溫退火實驗，根據生成貝氏體理論研究和類似鋼種生產經驗，確定實驗溫度分為4級，分別為390、410、430和450 ℃，經過≥320 s的保溫后，以≥3.5 ℃/s的速度最終冷卻至室溫。根據國家標準要求制備試樣后，由檢測部門采用掃描電子顯微鏡對實驗鋼進行顯微組織觀察。

2. 實驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖1為四種貝氏體等溫處理工藝對應的金相組織照片。圖1中呈不規則形狀分布的深灰色大塊組織為鐵素體，其組織比例最多，其次呈島狀分布的銀白色組織為馬氏體、殘余奧氏體。呈點、線狀分布的墨黑色組織為貝氏體，馬奧島組織一般分布于鐵素體和貝氏體的交界處，貝氏體組織則主要分布在鐵素體晶粒的邊界。

圖 1四種貝氏體處理溫度對應的金相組織

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2.2 力學性能

表2是相變誘導塑性鋼TRIP700各相體積分數和對應力學性能檢驗結果。圖2是四種貝氏體轉變溫度與抗拉強度、延伸率值對應關系。

2.3 討論分析

由表2可知，隨著貝氏體等溫處理溫度的提高，鐵素體含量不斷升高，貝氏體+馬氏體+奧氏體的含量不斷減少；與組織特點相對應，力學性能檢驗結果顯示，隨時貝氏體等溫處理溫度的升高，屈服強度和抗拉強度呈降低趨勢，但延伸率呈現先升高再降低的特點。

根據貝氏體轉變曲線的理論研究可知，在400 ℃附近貝氏體孕育期較短、生成速度較快，由表2可以看出，在390～430 ℃范圍內，貝氏體轉變量較大，無碳貝氏體的生成有利于碳向殘余奧氏體中擴散和充分富集，在此溫度范圍內，殘余奧氏體中的碳含量較高，430 ℃時最高達到了1.41%，較高的碳含量可以有效地保證殘余奧氏體的穩定性，使其在室溫時不生成馬氏體組織，從而發揮TRIP效應。

表 2TRIP700各相含量（體積分數，%）和對應力學性能檢驗結果

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由表2可見，隨著貝氏體等溫處理溫度的提高，殘余奧氏體含量先增加再降低，在410～430 ℃有較大值，此時殘奧中碳含量也較高，此時鋼板的塑性指標較好，斷后延伸率在430 ℃有最佳值，達到34%，這與殘奧量與殘奧中碳含量乘積的綜合指標較高會提高鋼材塑性的TRIP效應這一理論相契合。測量殘余奧氏體一般采用X射線衍射法，圖2是貝氏體轉變溫度為430 ℃時測得的X射線衍射圖。

圖 2430℃貝氏體轉變時X射線衍射圖

下載:全尺寸圖片幻燈片

當轉變溫度較低時，碳原子在鐵素體和貝氏體中的過飽和程度增加，殘余奧氏體不穩定易轉變成馬氏體[3]，表2顯示390℃時馬氏體含量較高，雖然此時貝氏體及殘奧中碳含量都較高，但是此時的殘奧量較低、馬氏體量過多，因此鋼材整體表現延伸率值偏低。在450℃時，已經到達貝氏體轉變的溫度上限，貝氏體轉變量較少為8%，與此相對應的殘奧中碳含量最低為1.15%，而且此溫度與臨界區轉變溫差較小、鋼板冷速較慢，造成鐵素體析出量較多，鋼材整體強度偏低，沒有達到高于690 MPa 的標準要求。

綜上可知，當貝氏體轉變溫度為390 ℃時，鋼材室溫時馬氏體含量較大、殘余奧氏體含量不足，造成宏觀板材偏硬、塑性不佳；當貝氏體轉變溫度為450℃時，鋼中鐵素體過剩、貝氏體生成量不足、殘奧中碳含量沒有得到充分富集，造成鋼材強度偏低。圖3為延伸率與殘奧及其碳含量乘積的關系圖，當貝氏體轉變溫度在410～430℃范圍時，鋼材有理想的組織比例，430℃時殘余奧氏體量和殘奧中碳含量的乘積有最大值，達到15.51，此時鋼材的強度和塑性綜合指標較高，強塑積達到24.7 GPa?%，顯示出相變誘導塑性鋼提高鋼材強塑積的TRIP效應。

圖 3延伸率與殘奧及殘奧中碳含量乘積的關系

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由實驗還可以看出，由Al元素代替Si元素，同樣起到了阻止碳化物在貝氏體相變中的析出，加速了碳在殘奧中的擴散和聚集，有效穩定了過冷奧氏體。有研究資料表明，Al元素雖然在穩定奧氏體方面發揮著和Si相同的作用，但其固溶強化作用達不到Si的效果[4]。但從本實驗結果可見，只要采取合適的化學成分匹配和貝氏體等溫退火等工藝制度，完全可以獲得700 MPa級相變誘導塑性鋼理想的組織比例和力學性能結果。

3. 結束語

（1）對于C-Mn-Al系700 MPa級汽車用相變誘導塑性鋼，當貝氏體轉變溫度在390～450℃范圍內變化時，伴隨轉變溫度的升高，鐵素體組織體積分數呈升高趨勢，馬氏體+貝氏體+奧氏體的體積分數之和呈下降趨勢。在410～430℃溫度范圍內，可以獲得良好的各相組織比例。

（2）在410～430℃溫度范圍內，鋼中殘余奧氏體和殘奧中碳含量有最佳值，此時對應的力學性能結果也較理想，最大強塑積為24.7 GPa?%。鋼中殘余奧氏體與殘奧中碳含量的乘積與塑性指標呈比例關系。

（3）通過優化貝氏體等溫處理工藝，完全可以用Al元素代替Si元素，達到穩定殘余奧氏體和獲得理想組織比例和優良力學性能的效果，對提高汽車用TRIP鋼表面質量在工業化生產中應用具有一定指導意義。