張自成 ，朱伏先

（1.東北大學(xué)現(xiàn)代設(shè)計(jì)與分析研究所，沈陽(yáng) 110819；2.東北大學(xué)機(jī)械工程與自動(dòng)化學(xué)院，沈陽(yáng) 110819；3.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819）

TRIP鋼無(wú)縫管的開發(fā)及其成形性分析

張自成1，2，朱伏先3

（1.東北大學(xué)現(xiàn)代設(shè)計(jì)與分析研究所，沈陽(yáng) 110819；2.東北大學(xué)機(jī)械工程與自動(dòng)化學(xué)院，沈陽(yáng) 110819；3.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819）

本文首次將趨于成熟的相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）生產(chǎn)技術(shù)應(yīng)用到鋼管的生產(chǎn)領(lǐng)域，以冷拔鋼管為原料，分別利用兩階段熱處理和連續(xù)熱處理兩種方式成功開發(fā)出具有鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和少量馬氏體組織的薄壁TRIP鋼無(wú)縫管，并利用環(huán)形拉伸以及冷彎等試驗(yàn)手段對(duì)其成形性能進(jìn)行了試驗(yàn)研究。研究結(jié)果表明，TRIP鋼無(wú)縫管具有較好的冷成形性能，可以在內(nèi)高壓成形等領(lǐng)域推廣應(yīng)用。另外，課題組開發(fā)的連續(xù)熱處理設(shè)備完全可以用來(lái)生產(chǎn)TRIP鋼管，為未來(lái)工業(yè)生產(chǎn)提供了重要參考。

TRIP鋼；熱處理；成形性能；鋼管；微觀組織

1 前言

最近30年內(nèi)，汽車工業(yè)在中國(guó)迅猛發(fā)展，推動(dòng)了整個(gè)汽車用鋼行業(yè)的快速發(fā)展。高強(qiáng)塑性鋼材在汽車制造領(lǐng)域占有很大比例，一直是此領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)。近年來(lái)，為了在不降低汽車安全性的前提下減輕汽車質(zhì)量和提高汽車燃油效率，提出了汽車輕量化技術(shù)。汽車輕量化技術(shù)進(jìn)一步推動(dòng)了高強(qiáng)塑性鋼材和先進(jìn)金屬成形技術(shù)，比如管材內(nèi)高壓成形等技術(shù)在汽車制造領(lǐng)域的應(yīng)用與發(fā)展。內(nèi)高壓成形工藝可以用來(lái)制造強(qiáng)度高、質(zhì)量輕的中空零件，利用這些高強(qiáng)度的空心零件代替實(shí)心零件，在不降低汽車安全性的同時(shí)能顯著降低汽車的車身質(zhì)量[1]。目前，在西方發(fā)達(dá)國(guó)家，利用內(nèi)高壓成形工藝制造的汽車零件已經(jīng)成功應(yīng)用到了寶馬、奔馳等著名品牌汽車的生產(chǎn)制造上[2，3]。但是由于目前使用的材料強(qiáng)度普遍較低，而高強(qiáng)度材料的內(nèi)高壓成形性能往往較差，所以內(nèi)高壓成形件在各制造領(lǐng)域的大面積推廣受到了一定的限制。為了擴(kuò)大內(nèi)高壓成形件的應(yīng)用范圍，同時(shí)具有高強(qiáng)度和高塑性的新型材料及與其對(duì)應(yīng)的內(nèi)高壓成形工藝的開發(fā)已迫在眉睫。

相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）作為一種高強(qiáng)度、高塑性鋼，在最近幾十年一直是眾多學(xué)者的研究熱點(diǎn)之一。TRIP鋼板已經(jīng)被成功應(yīng)用于制造汽車、造船等領(lǐng)域。利用TRIP鋼制造出的汽車底盤不僅具有很高的強(qiáng)度，還可以顯著減輕整車質(zhì)量。另外，由于TRIP鋼在塑性變形時(shí)會(huì)發(fā)生相變而吸收大量的能量，所以利用TRIP鋼制造的汽車保險(xiǎn)杠能夠在汽車發(fā)生碰撞時(shí)因吸收大量的能量而降低碰撞產(chǎn)生的破壞，顯著提高了汽車安全性[4～6]?？v觀有關(guān)TRIP鋼的研究成果，眾多學(xué)者都把研究重點(diǎn)放到了TRIP鋼板的研究上[7～14]，而將TRIP鋼應(yīng)用到鋼管領(lǐng)域的報(bào)道卻很少。本文將趨于成熟的TRIP鋼制造技術(shù)初次引入鋼管的制造領(lǐng)域，利用穿孔、冷板和熱處理工藝成功制備出具有鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和少量馬氏體的TRIP鋼無(wú)縫管。為了實(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)和提高生產(chǎn)效率，開發(fā)出管材連續(xù)熱處理工藝和設(shè)備。通過對(duì)連續(xù)熱處理技術(shù)開發(fā)的TRIP鋼管材微觀組織和力學(xué)性能的研究發(fā)現(xiàn)，利用連續(xù)熱處理技術(shù)開發(fā)的TRIP鋼管具有良好的微觀組織結(jié)構(gòu)和綜合力學(xué)性能。

2 TRIP鋼管的開發(fā)

本文采用冷拔無(wú)縫管為原料，利用兩階段熱處理工藝制備TRIP鋼管。為了確定最佳熱處理感應(yīng)制度，首先通過電阻爐和鹽浴爐（50%NaNO3＋50%KNO3）對(duì)鋼管試樣（外徑×厚×長(zhǎng)=43 mm×2 mm×200 mm）進(jìn)行兩階段熱處理，以得到最佳的熱處理工藝參數(shù)。然后利用兩階段熱處理得到的最佳工藝參數(shù)在新開發(fā)出的管材連續(xù)熱處理設(shè)備上進(jìn)行管材連續(xù)熱處理，連續(xù)熱處理所用管材的尺寸為外徑×厚×長(zhǎng)=43 mm×2 mm×1 000 mm，并分別對(duì)兩種方式所得到的TRIP鋼管材進(jìn)行微觀組織和力學(xué)性能分析。

2.1 利用兩階段熱處理制備TRIP鋼管

在ISO-E460CC鋼種化學(xué)成分的基礎(chǔ)上通過調(diào)整不同元素的含量設(shè)計(jì)出適合生產(chǎn)TRIP鋼的化學(xué)成分，如表1所示。其熱膨脹曲線如圖1所示，根據(jù)熱膨脹曲線確定的相變溫度Ac1和Ac3分別為728℃和891℃，材料的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度MS為403℃。根據(jù)設(shè)計(jì)的化學(xué)成分，經(jīng)小爐冶煉、鍛造、穿孔，然后冷拔成?43 mm×1.5 mm的管坯。采用兩階段（臨界等溫退火（IA）和貝氏體區(qū)等溫淬火（IBT））熱處理工藝來(lái)獲得含有鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體的復(fù)相TRIP鋼管組織，熱處理工藝如圖2所示。IBT工藝對(duì)獲得大量穩(wěn)定的殘余奧氏體尤為重要，因此為了得到較高的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)和成形性能良好的TRIP鋼無(wú)縫管，設(shè)計(jì)了如表2所示的7種不同的熱處理工藝，并利用光學(xué)顯微鏡、透射電子顯微鏡（TEM）和環(huán)形拉伸[15]等設(shè)備研究了不同貝氏體等溫淬火條件對(duì)管材的微觀組織和力學(xué)性能的影響。

表1 鋼管的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of steel tube

圖1 鋼管的熱膨脹曲線Fig.1 Thermal expansion curves of steel tube

圖2 兩階段熱處理工藝示意圖Fig.2 Two-stage heat treatment technology

表2 兩階段熱處理工藝參數(shù)Table 2 Two-stage heat treatment process for steel tube

2.2 利用連續(xù)熱處理制備TRIP鋼管

為了實(shí)現(xiàn)TRIP鋼管的連續(xù)工業(yè)生產(chǎn)，課題組設(shè)計(jì)開發(fā)了管材連續(xù)熱處理設(shè)備，如圖3所示。參照兩階段熱處理工藝，將設(shè)定成分的冷拔無(wú)縫鋼管應(yīng)用于實(shí)驗(yàn)室自行設(shè)計(jì)的中頻感應(yīng)熱處理設(shè)備進(jìn)行在線退火處理。用中頻感應(yīng)加熱取代傳統(tǒng)的燃?xì)饣螂娮锠t加熱，能夠克服非工作狀態(tài)時(shí)燃?xì)饧訜峄螂娮锠t加熱不能停爐的缺點(diǎn)，可以根據(jù)試驗(yàn)條件和節(jié)奏變化啟停并實(shí)現(xiàn)加熱過程的自動(dòng)化控制，從而提高生產(chǎn)效率。連續(xù)熱處理工藝根據(jù)兩階段熱處理工藝流程表2中編號(hào)3的熱處理工藝制定，不同的是IA均熱時(shí)間和IBT等溫時(shí)間分別設(shè)定為11 s和18 s。表3為不同條件下實(shí)測(cè)的工藝參數(shù)。

圖3 管材連續(xù)熱處理設(shè)備示意圖Fig.3 Diagrammatic sketch of equipment of continuous heat treatment process

表3 實(shí)測(cè)工藝參數(shù)Table 3 Measured process parameters

2.3 TRIP鋼管的周向力學(xué)性能和成形性能研究

2.3.1 兩階段熱處理后鋼管的微觀組織及周向力學(xué)性能

貝氏體等溫淬火時(shí)間對(duì)貝氏體區(qū)相變動(dòng)力有著重要影響，進(jìn)而影響奧氏體向貝氏體的轉(zhuǎn)變過程及碳向殘余奧氏體的第二次富集過程。為了區(qū)分微觀組織中的鐵素體、殘余奧氏體和馬氏體，利用熱染的方法對(duì)熱處理后鋼管的金相試樣進(jìn)行了著色，如圖4所示，褐色或米黃色的為鐵素體，紫色的為殘余奧氏體，藍(lán)色的為馬氏體。由圖4可以看出，熱處理后管材的顯微組織主要由鐵素體、貝氏體和顆粒狀的殘余奧氏體組成。從鋼管不同等溫淬火時(shí)間對(duì)應(yīng)的顯微組織可以看出，隨著時(shí)間的增加，鐵素體晶粒有增大的趨勢(shì)，并且組織中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)也呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢(shì)。IBT時(shí)間對(duì)殘余奧氏體的含量及穩(wěn)定性有著重要影響。殘余奧氏體決定著TRIP鋼變形時(shí)的TRIP效應(yīng)，眾多研究者認(rèn)為[16～18]，殘余奧氏體的體積含量越高、越穩(wěn)定，越有利于TRIP效應(yīng)的發(fā)揮，而馬氏體會(huì)惡化TRIP效應(yīng)。這是由于馬氏體較硬，在變形過程中應(yīng)變會(huì)通過馬氏體傳遞到殘余奧氏體，使其過早地發(fā)生相變而轉(zhuǎn)化為馬氏體，不利于TRIP效應(yīng)。

圖4 貝氏體區(qū)等溫淬火時(shí)間對(duì)鋼管顯微組織的影響Fig.4 Effect of isothermal bainitic holding time on the microstructure of steel tube

當(dāng)貝氏體等溫淬火時(shí)間為2 min時(shí)，微觀組織中出現(xiàn)了大量的馬氏體，如圖4a所示，隨著等溫時(shí)間的增加，馬氏體含量逐漸減少。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間為4 min時(shí)，微觀組織中的殘余奧氏體最多，隨著時(shí)間的增加反而有減少的趨勢(shì)，如圖4b～圖4d所示。正如前面的分析結(jié)果，IBT時(shí)間對(duì)等溫退火時(shí)生成的多邊形鐵素體的影響并不明顯，僅對(duì)奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變過程中生成的鐵素體有著顯著影響。

圖5是鋼管熱處理后的TEM組織，其組織同樣是由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和少量馬氏體組成，通過電子衍射花樣可以確定組織中殘余奧氏體的存在（見圖5b）。從圖5a可以看出，部分殘余奧氏體呈島狀分布于貝氏體、鐵素體的內(nèi)部，或者貝氏體、鐵素體的晶界處。少量馬氏體呈現(xiàn)與殘余奧氏體類似的分布，同時(shí)，部分馬氏體分布于鐵素體的晶界處。馬氏體是由貝氏體等溫淬火后不穩(wěn)定的殘余奧氏體在冷卻至室溫時(shí)轉(zhuǎn)化而來(lái)的。另外，在圖5a和圖5d中貝氏體、鐵素體和多邊形鐵素體中均發(fā)現(xiàn)有大量位錯(cuò)存在，位錯(cuò)的存在對(duì)強(qiáng)化鐵素體基體有一定作用。在多邊形鐵素體的內(nèi)部可以看到沉淀的碳化物（見圖5d）。

圖5 熱處理后鋼管的TEM組織和電子衍射花樣Fig.5 TEM micrographs and selected area electron diffraction patterns of heat treated steel tube

表4所示為利用環(huán)形拉伸試驗(yàn)測(cè)定的不同熱處理?xiàng)l件下的各鋼管試樣的周向力學(xué)性能。由表4可以看出，各鋼管試樣的周向抗拉強(qiáng)度≥600 MPa，延伸率≥25%，其中延伸率最大值為31.2%，表明它們?cè)谥芟蚓哂辛己玫乃苄?；它們的周向?yīng)變硬化系數(shù)K均超過1 000 MPa，應(yīng)變硬化指數(shù)n也均超過0.3，表明各鋼管周向變形時(shí)具有很好的形變強(qiáng)化能力。

表4 熱處理后各鋼管的周向力學(xué)性能Table 4 Circumferential mechanical properties of heat treated steel tubes

2.3.2 連續(xù)熱處理后鋼管的微觀組織及周向力學(xué)性能

圖6為鋼管經(jīng)連續(xù)熱處理后試樣的金相組織，可以看出，中頻感應(yīng)加熱熱處理使試樣基體內(nèi)的帶狀組織消失，基體內(nèi)為多邊形鐵素體和晶粒細(xì)小的均勻分布于鐵素體晶界的第二相組織，這個(gè)第二相可能為貝氏體相和馬奧島，并且每次中頻感應(yīng)淬火處理后的試樣金相組織基本相同。與圖4b比較發(fā)現(xiàn)，中頻感應(yīng)熱處理得到的基體組織中的鐵素體較鹽浴處理得到的鐵素體要小，這可能是中頻感應(yīng)熱處理的加熱速度更高、保溫時(shí)間更短的原因所致。

圖7所示為連續(xù)熱處理后試樣的TEM組織和電子衍射花樣。電子衍射花樣進(jìn)一步證實(shí)了殘余奧氏體的存在。同時(shí)還可以看出，殘余奧氏體以不同形態(tài)分布在基體的各種位置，有分布在貝氏體板條間的殘余奧氏體，見圖7a；有分布在貝氏體和鐵素體的界面處的殘余奧氏體，見圖7a中的箭頭所示；有分布在鐵素體晶界處的殘余奧氏體，見圖7d。也有少量的殘余奧氏體以不同形態(tài)分布在鐵素體晶粒內(nèi)部，有的呈現(xiàn)塊狀形態(tài)，見圖7g。

圖6 熱處理后試樣的金相組織Fig.6 Micrographs of heat treated samples

圖7 連續(xù)熱處理后試樣的TEM組織和電子衍射花樣Fig.7 TEM micrographs and selected area electron diffraction patterns of heat treated samples

為了研究連續(xù)熱處理得到的管材的成形性能，對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行了冷彎變形研究，圖8為熱處理后的鋼管進(jìn)行冷彎變形后的圖片，在變形區(qū)p點(diǎn)取試樣來(lái)進(jìn)行金相顯微分析和TEM分析。從圖8a中可以看出，材料在進(jìn)行冷彎變形后，在截面和彎曲最嚴(yán)重的部位均沒有發(fā)現(xiàn)裂紋，從圖8b中可以明顯地看出在變形區(qū)內(nèi)基體中的鐵素體晶粒沿變形方向發(fā)生了嚴(yán)重的變形。這說(shuō)明研究開發(fā)的TRIP鋼管具有優(yōu)良的冷成形性能，適用于冷彎成形、內(nèi)高壓成形制造各類輕型薄壁、中空的高強(qiáng)汽車零部件，還有望在抗大變形管線鋼和高強(qiáng)建筑鋼結(jié)構(gòu)等眾多領(lǐng)域中得到推廣應(yīng)用。

圖8 試制管材的冷彎成形實(shí)例（a）及變形區(qū)p點(diǎn)的金相顯微像（b）Fig.8 Cold rolled forming examples（a）and optical micrograph（b）of deformed tube at p position

3 結(jié)語(yǔ)

為了制備出高強(qiáng)塑性金屬管材，本文首次將趨于成熟的TRIP鋼技術(shù)引入鋼管的生產(chǎn)領(lǐng)域，以冷拔鋼管為原料，使用兩階段熱處理和在線熱處理兩種方式，成功制備出具薄壁TRIP鋼無(wú)縫管，并對(duì)其成形性能進(jìn)行了研究，得出如下結(jié)論。

1）利用兩階段熱處理成功制備出抗拉強(qiáng)度為608 MPa，屈服強(qiáng)度為320 MPa和延伸率高達(dá)31.2%的TRIP鋼無(wú)縫管。

2）連續(xù)熱處理后的鋼管具有典型的TRIP組織，通過冷彎變形試驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，該鋼管具有良好的冷成形性能，適用于冷彎成形、內(nèi)高壓成形制造各類輕型薄壁、高強(qiáng)汽車零部件。

3）新開發(fā)的連續(xù)熱處理設(shè)備完全可以用于制造TRIP鋼無(wú)縫管，為未來(lái)的工業(yè)化生產(chǎn)提供了重要參考。

[1]Mildenberger Udo，Khare Anshuman.Planning for an environment-friendly car[J].Technovation，2000，20（4）：205-214.

[2]Koc? Muammer，Altan Taylan.An overall review of the tube hydroforming（THF）technology[J].Journal of Materials Processing Technology，2001，108（3）：384-393.

[3]Morphy G.Tubular hydroforming：Ability and exibility of pressure sequencing[C]//Proceedings of the Tube and Pipe Association Conference on Hydroforming.Chicago，USA，1997.

[4]關(guān)小軍，周家娟，王作成.一種新型汽車用鋼——相變誘發(fā)塑性鋼[J].特殊鋼，2000，21（2）：27-30.

[5]Li Yuxuan，Lin Zhongqin，Jiang Aiqin，et al.Use of high strength steel sheet for lightweight and crashworthy car body[J].Materials&Design，2003，24（3）：177-182.

[6]American Iron and Steel Institute.Ultralight steel auto body final report[R].Washington DC：American Iron and Steel Institute，1998.

[7]Masumura Osamu，Sakuma Yasuharu，Takechi Hiroshi.Enhancement of elongation by retained austenite in intercritical annealed 0.4C-1.5Si-0.8Mn steel[J].Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan，1987，27（4）：570-579.

[8]Matsumura O，Sakuma Y，Takechi H.TRIP and its kinetic aspects in austempered 0.4C-1.5Si-0.8Mn Steel[J].Scripta Metallurgica，1987，21：1301-1306.

[9]Chen H C，Era H，Shimizu M.Effect of phosphorus on the formation of retained austenite and mechanical properties in Sicontaining low carbon steel sheet[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1989，20（3）：437-445.

[10]Sakuma Yasuharu，Matlock David K，Krauss George.Mechanical behavior of an intercritically annealed and isothermally transformed low C alloy steel with ferrite-bainite-austenite microstructures[J].Journal of Heat Treating，1990，8（2）：109-120.

[11]Sugitomo Koh-ichi，Misu Masahiro，Kobayashi Mitsuyuki，et al.Effects of second phase morphology on retained austenite morphology and tensile properties in a TRIP-aided dual-phase steel sheet[J].Iron and Steel Institute of Japan，1993，33（7）：775-782.

[12]Sakuma Yasuharu，Matsumura Osamu，Takechi Hiroshi.Mechanical properties and retained austenite in intercritically heattreated bainite-transformed steel and their variation with Si and Mn additions[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1991，22（2）：489-498.

[13]Sakuma Y，Matlock D K，Krauss G.Intercritically annealed and isothermally transformed 0.15 pct steels containing l.2 pct Si-1.5 pct Mn and 4 pct Ni：Part 1[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1992，23（4）：1221-1232.

[14]Pereloma E V，Timokhina I B，Hodgson P D.Transfomation behaviour in thermomechanically processed C-Mn-Si TRIP steels with and without Nb[J].Materials Science and Engineering：A，1999，273-275：448-452.

[15]Zhang Z C，Manabe K，Zhu F X，et al.Determination of circumferential mechanical properties of TRIP steel tube by ring tensile test[J].Steel Research International，2010，81（9）：568-571.

[16]De Cock T，F(xiàn)errer J P，Capdevila C，et al.Austenite retention in low Al/Si multiphase steels[J].Scripta Materialia，2006，55（5）：441-443.

[17]Emadoddin E，Akbarzadeh A，Daneshi G.Effect of intercritical annealing on retained austenite characterization in textured TRIP-assisted steel sheet[J].Materials Characterization，2006，57（4/5）：408-413.

[18]Timokhina I B，Hodgson P D，Pereloma E V.Effect of microstructure on the stability of retained austenite in transformationinduced-plasticity steels[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2004，35（8）：2331-2341.

Development and formability analysis of TRIP seamless steel tube

Zhang Zicheng1，2，Zhu Fuxian3
（1.Modern Design and Analysis Institute，Northeastern University，Shenyang 110819，China；2.School of Mechanical Engineering and Automation，Northeastern University，Shenyang 100819，China；3.State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

In the present study，the production technology of transformation induced plasticity（TRIP）steel was firstly introduced in the steel tube manufacture field.The TRIP steel tubes with a microstructure of ferrite，bainite，retained austenite and a little martensite were successfully fabricated with both of the two-stage heat treatment technique and continuous heat treatment technique using a cold drawn steel tube.The ring tensile test and cold bending process were carried out to study the formability of the newly developed TRIP seamless steel tube.The results showed that the TRIP seamless steel tubes have a good cold formability，and they are available to be used in the tube hydroforming process.In addition，the equipment of continuous heat treatment developed in the current study can be used to produce TRIP steel tube and it may serve as an important reference for the industrial production of TRIP steel tube.

TRIP steel；heat treatment；formability；steel tube；microstructure

TG142.1

A

1009-1742（2014）02-0046-07

2013-10-12

東北大學(xué)引進(jìn)人才啟動(dòng)資金項(xiàng)目（02080021233061）

張自成，1981年出生，男，河南淮陽(yáng)縣人，博士，副教授，主要從事管材成形和高強(qiáng)塑性鋼材的開發(fā)以及金屬微觀成形等研究工作；E-mail：zhangzicheng2004@126.com