李 壯，康少酺，鄭 振，于歡歡

(沈陽航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽110136)

相變誘發(fā)塑性TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼由于兼具高強度和高延伸性能，可沖制較復(fù)雜的零件;還具有高碰撞吸收性能，一旦遭遇碰撞，會通過自身形變來吸收能量，而不向外傳遞，可用于汽車結(jié)構(gòu)件及其加強件，近年來正在受到廣泛的關(guān)注［1－3］。大多數(shù)研究者集中在(1% ～2%)Si－(1% ～2%)Mn鋼中，利用了組織中貝氏體存在的作用，開發(fā)了C－Mn－Si TRIP鋼。這類新型TRIP鋼含有大量的殘余奧氏體、多邊形鐵素體和貝氏體多相組織，通過應(yīng)變誘導(dǎo)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，利用顯微組織中相變誘發(fā)塑性來造成強韌性平衡增加。被一致認為是新一代最佳高強度鋼。

組合了控制軋制和控制冷卻的軋制方法被稱為TMCP(Thermo Mechanical Controlled Processing)－熱機械控制工藝。TMCP已成為生產(chǎn)高性能高強鋼所不可缺少的技術(shù)，它是在“控制奧氏體狀態(tài)”的基礎(chǔ)上，再對被控制的奧氏體進行相變的控制技術(shù)。熱軋帶鋼軋制后通過冷卻到貝氏體相變區(qū)域，在此溫度鋼板被卷取成鋼卷，產(chǎn)生了TRIP組織。然而，在TMCP過程中因TRIP鋼中存在Si、Mn元素，鋼的表面非常容易形成致密的Mn2SiO4氧化物薄膜［4］。這個氧化物影響了電鍍性能。A1在TRIP鋼中的作用方式與Si相同，而對涂層性能不產(chǎn)生影響。TRIP鋼中的Si無疑可以被A1所替代。

作者針對高鋁低硅TRIP鋼，熱軋后經(jīng)過控制冷卻后再恒溫保溫，通過顯微組織觀察與力學(xué)性能檢測，對其相變機制進行了探討，研究了高鋁低硅TRIP鋼在TMCP中的相變誘發(fā)塑性鋼行為。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料與設(shè)備

實驗材料取自本鋼真空感應(yīng)爐冶煉的兩種不同成分的130kg鋼錠，化學(xué)成分如表1所示。

表1 實驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

鋼錠首先被鍛造成80 mm×120 mm×600 mm的鋼板，經(jīng) φ450、φ300 軋機熱軋成20 mm×150 mm×2 000 mm左右的坯料，再機加工得到17 mm×20 mm×65 mm實驗料。實驗料在高溫箱形電阻爐(SRTX－8－13)中加熱。在外熱式坩堝電阻爐(SG－5－12)制成的鹽浴爐(50%NaNO3+50%KNO3)中等溫。采用IRCON手提式紅外線測溫儀測溫。

1.2 控軋控冷實驗與組織性能檢測

對A、B鋼的實驗料，經(jīng)1 200℃加熱后，采用φ180軋機進行5道次熱軋至2.8 mm厚。終軋溫度和終軋壓下量分別為700～800℃和30%～50%。坯料終軋后空冷16～27 s后水冷至620～670℃時淬入400℃鹽浴爐中，保溫25 min后，取出空冷。

在INSTRON 4206電子機械試驗機上進行拉伸試驗。采用Leica DMIRM型圖像儀進行金相組織觀察。用SX－550型掃描電子顯微鏡對試樣進行顯微組織分析。采用D/max2400型X射線衍射儀(XRD，Cu Kα射線)測定試樣拉斷前后的殘余奧氏體量，根據(jù)公式(1)計算殘余奧氏體的體積分數(shù)。

式(1)中Iα和 Iγ分別為(200)α 和(211)α 峰以及(200)γ，(220)γ和(311)γ峰的積分強度。

2 實驗結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

對不同化學(xué)成分的A、B兩種鋼，每種鋼取5個坯料按上述同樣工藝熱軋實驗，其力學(xué)性能如表2所示。

由表2中可以看到，兩種實驗鋼在同樣的工藝制度下，力學(xué)性能均較好。A、B鋼相差不多。5個試樣平均值，A、B鋼抗拉強度約為755 MPa和759 MPa，伸長率約為29%和30%，強塑積分約為21.880 GPa%和22.600 GPa%。通過對二種鋼表征強韌性綜合性能的強塑積的對比來看，高鋁低硅的B鋼力學(xué)性能要優(yōu)于普通硅錳鋼(A鋼)。

2.2 顯微組織

A、B鋼實驗后獲得的金相組織見圖1所示，掃描電鏡照片見圖2所示。

圖1中，A、B兩種鋼熱軋后恒溫冷卻均得到貝氏體、鐵素體以及殘余奧氏體的顯微組織。光鏡下白色的鐵素體呈多邊形形狀，貝氏體為粒狀，而殘余奧氏體則無法分辨。掃描電鏡下可以看到鐵素體呈黑色的多邊形形狀，兩種鋼中均有灰色的殘余奧氏體存在，而粒狀貝氏體量較多(圖2)。

A、B鋼試樣在拉伸前后的X射線衍射圖(XRD)分別如圖3和圖4所示。

表2 兩種鋼力學(xué)性能

圖1 兩種鋼金相組織

圖2 兩種鋼掃描電鏡照片

圖3 A鋼試樣的X射線衍射圖

圖4 B鋼試樣的X射線衍射圖

圖3中，A鋼拉斷前，殘余奧氏體含量為20.12%，拉斷后，殘余奧氏體含量降為13.22%;而圖 4中，B鋼拉斷前，殘余奧氏體含量為23.14%，拉斷后，殘余奧氏體含量降為14.18%。A、B鋼拉斷前后，殘余奧氏體的存在與殘余奧氏體量的減少均為XRD圖所證實。由此說明，A、B鋼在拉伸變形過程中，殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，使其含量降低。而因應(yīng)變誘導(dǎo)相變，相變誘發(fā)塑性發(fā)生。

3 討論

3.1 TRIP鋼中合金元素的作用

A、B鋼中均含有Si、Mn合金元素，TRIP鋼在相應(yīng)的熱軋冷卻過程中，各種合金元素起著不同的作用。Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，鋼在加熱時Mn溶入奧氏體中，使Ms下降，殘余奧氏體含量增加。Si是鐵素體形成元素，提高鐵素體中碳的化學(xué)位，使鐵素體中的碳向奧氏體內(nèi)部擴散;當鋼在鹽浴爐貝氏體相變區(qū)等溫時，奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體，碳向奧氏體晶粒內(nèi)部進一步擴散;最后，碳在奧氏體中不斷富集，奧氏體的穩(wěn)定性增加。文獻［5］指出:Si凈化奧氏體組織，是鐵素體穩(wěn)定性元素，加速了多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變。它還在貝氏體相變期間通過延遲碳化物的沉淀，增加了殘余奧氏體的體積分數(shù)。因此，TRIP鋼中Si元素的存在，使TRIP效應(yīng)顯著。

雖然 TRIP鋼中含有 Si是必要的。然而，TRIP鋼中由于存在Si、Mn合金元素，在加熱過程鋼的表面將形成非常穩(wěn)定的Mn2Si04等氧化物［4］。當鋼板熱軋時，因TRIP鋼中的高Si含量導(dǎo)致鋼板表面產(chǎn)生厚的氧化皮將易于軋入鋼板表面，并很難通過酸洗清除，從而影響鋼板的電鍍性能，使TRIP鋼表面涂覆質(zhì)量變差。為提高TRIP鋼表面質(zhì)量，必須設(shè)法降低鋼中的Si含量。Si的作用是直接阻礙滲碳體析出。A1的作用與Si相似。A1也是一個在滲碳體中不溶解的元素，A1在TMCP過程中并不偏析，因此，對于鋼板的電鍍來說，添加Al并不對涂層性能產(chǎn)生不利影響。因此，能夠用 A1來替代 Si，以 A1替代 Si的低硅TRIP鋼具有良好的涂鍍效果，卻同樣可獲得相變誘發(fā)塑性。

3.2 TMCP與殘留奧氏體的穩(wěn)定性

在本研究的實驗中，坯料終軋后空冷至660～670℃然后再淬入鹽爐中保溫?？绽淦陂g，坯料恰處于奧氏體與鐵素體二相區(qū)，奧氏體必然向鐵素體轉(zhuǎn)變，結(jié)果，多邊形鐵素體形成。當坯料在鹽爐中貝氏體相變溫度保溫時，由于多邊形鐵素體的形成，能夠進行貝氏體轉(zhuǎn)變的奧氏體的數(shù)量必然減少。結(jié)果，貝氏體轉(zhuǎn)變后，殘留奧氏體的數(shù)量相應(yīng)地減少。而TRIP效應(yīng)的實現(xiàn)正是需要殘留奧氏體在變形過程中向馬氏體的轉(zhuǎn)變。在TMCP中隨著多邊形鐵素體的形成，碳由鐵素體進入到奧氏體中重新分布，奧氏體中的碳濃度將增高，殘留的未轉(zhuǎn)變的奧氏體中富集碳導(dǎo)致奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定作用［6］。因此，最后殘留奧氏體的穩(wěn)定性增加。

A、B鋼的熱機械工藝(TMCP)過程中，最后道次的變形在奧氏體未再結(jié)晶溫度以下。而在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)的變形造成了奧氏體的扁平化，扁平化奧氏體的相關(guān)的組織特征是位錯密度的增加，變形帶的形成和基體結(jié)合處退火孿晶的破壞。擴散和非擴散相變都能夠被這些特征所影響。而這將最終決定殘余奧氏體的狀態(tài)，使奧氏體晶粒細化。由于奧氏體具有很高的碳濃度，很小的晶粒尺寸，很高的位錯密度，因此，TMCP造成奧氏體穩(wěn)定性很高。

此外，TMCP中的變形對奧氏體向鐵素體的相變有一個促進作用，即所謂應(yīng)變誘導(dǎo)相變。應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體能夠在變形過程中而不是變形之后形成，應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變造成了鐵素體晶粒的細化。

徐祖耀指出，“當馬氏體在母相形變時，以一定少量地逐步地產(chǎn)生時會得到大的伸長率”［7］。結(jié)果，A、B鋼終軋后控冷恒溫冷卻，在性能試驗時出現(xiàn)了顯著的TRIP效應(yīng)，獲得了很好的力學(xué)性能(表2)。

3.3 高Si與低Si TRIP鋼的晶體結(jié)構(gòu)理論解釋

相對來說，A、B鋼可分別被認為是高Si與低Si的TRIP鋼。A、B鋼的顯微組織非常相近(圖1、圖2)，力學(xué)性能也相差不多(表2)。B鋼的組織中貝氏體數(shù)量要多一些，力學(xué)性能也好于A鋼。含1.13%A1的B鋼組織中顯示出了更多量的貝氏體，這主要是由于B鋼在熱軋后恒溫冷卻之前組織中存在有更多量的奧氏體。B鋼含有更多的奧氏體可以通過晶體結(jié)構(gòu)理論［8］進行解釋。

晶體結(jié)構(gòu)的硬球模型和堆垛序見圖5所示。

圖5 密堆結(jié)構(gòu)的堆垛序

fcc結(jié)構(gòu)的{111}是按照ABCABC……這樣的次序堆起來，這就是fcc結(jié)構(gòu)的堆垛序，見圖5(b)。與此對比，hcp結(jié)構(gòu)中密排面(0001)的堆垛序為ABAB……，見圖5(c)。對于正常堆垛序(fcc為△△△△;hcp為△▽△▽)的差異稱為堆垛層錯。

在fcc晶體中，單位位錯分解為2個Shockley不全位錯組成擴展位錯。圖6為fcc晶體(111)面上的擴展位錯，以b2和b3為柏氏矢量的位錯稱為Shockley不全位錯。兩個Shockley不全位錯的寬度為d，它們之間的區(qū)域是層錯區(qū)［紙面是(111)］。為了表示柏氏矢量b，以φ表示b1和位錯之間的夾角。

圖6 fcc晶體擴展位錯的寬度

擴展位錯的平衡寬度為:

式(2)中μ為切變模量，ν為泊松比，γ為層錯能密度(產(chǎn)生單位面積層錯所需要的能量)。文獻［9］指出:添加A1增加了奧氏體中堆垛層錯能。而由式(2)中，即擴展位錯的平衡寬度和層錯能密度成反比。B鋼中A1增加奧氏體層錯能，降低了擴展位錯的寬度，所以不易形成層錯，也就是說，fcc晶體結(jié)構(gòu)的堆垛序仍為圖5(b)中的ABC ABC……，B鋼中由于A1的作用仍將保持奧氏體的面心立方晶體結(jié)構(gòu)(fcc)，而不容易變成圖5(c)中hcp結(jié)構(gòu)的堆垛序:ABAB……。所以，B鋼中因含有較多的合金元素A1，強烈地抑制了γ→ε轉(zhuǎn)變。因此，同A鋼相比，B鋼殘留有更多量的奧氏體，導(dǎo)致貝氏體量更多，最后，由于殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)，B鋼力學(xué)性能優(yōu)于A鋼。

4 結(jié)論

(1)A、B鋼采用同樣熱軋后等溫保溫工藝制度，顯微組織由鐵素體，貝氏體和殘余奧氏體組成。兩種鋼均呈現(xiàn)出良好的力學(xué)性能。A、B鋼抗拉強度分別達到755 MPa和759 MPa，伸長率分別達到強塑積分別達到29%和30%，分別達到21.880 GPa%和22.600 GPa%的較高值。

(2)A、B鋼獲得較好力學(xué)性能的原因，是由于變形時，殘余奧氏體因應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，相變誘發(fā)塑性發(fā)生。終軋后的空冷使多邊形鐵素體形成。在等溫時，殘余奧氏體數(shù)量多，穩(wěn)定性強，表現(xiàn)出很好的相變誘發(fā)塑性效果。

(3)B鋼中添加A1增加了奧氏體的堆垛層錯能，降低了擴展位錯的寬度，不易形成層錯。由于γ→ε轉(zhuǎn)變被抑制而造成B鋼中更多奧氏體的殘留，最終導(dǎo)致貝氏體量更多。由于殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)，B鋼力學(xué)性能優(yōu)于A鋼。

［1］Emadoddin E.Effect of cold rolling on annealing behavior and retained austenite characteristics of multiphase CMnSi steel［J］.ISIJ International，2013，53(2):330－336.

［2］Zhang S，F(xiàn)indley K O.Quantitative assessment of the effects of microstructure on the stability of retained austenite in TRIP steels［J］.Acta Materialia，2013，61(6):1895－1903.

［3］李壯，王洪順，李景春，等，低碳硅錳系TRIP鋼熱處理工藝的研究［J］.沈陽航空工業(yè)學(xué)院學(xué)報，2000，17(1):30－33.

［4］Mahieu J，Maki J，Cooman B C D.Phase transformation and mechanical properties of Si-Free CMnAl transformation-Induced plasticity-aided steel［J］.Metall.Trans.A，2002，33(8):2573 －2580.

［5］Timokhina I.B，Pereloma E.V.Microstructure and mechanical properties of C-Si-Mn(-Nb)TRIP steels after simulated thermo mechanical processing［J］.Mater.Sci.Technol.，2001，17(2):135 －140.

［6］Basuki A，Aernoudt E.Influence of rolling of TRIP steel in the intercritical region on the stability of retained austenite［J］.J.Mater.Process.Technol，1999，89－90:37－43.

［7］徐祖耀.馬氏體相變與馬氏體［M］.北京:科學(xué)出版社，1980.

［8］賴祖涵.金屬的晶體缺陷與力學(xué)性質(zhì)［M］.北京:冶金工業(yè)出版社，1998.

［9］Meyer M D，Vanderschueren D，Cooman B C D，et al.The influence of the substitution of Si by Al on the properties of cold rolled C-Mn-Si TRIP steels［J］.ISIJ Int.，1999，39(8):813 －822.