《1 前言》

1 前言

目前，世界范围内的环境、商业和研究机构均已进行减少温室气体、控制地球变暖的研究。在汽车钢板研究领域，可通过减轻车身重量来降低CO2 排放、提高燃油效率，生产环境友好型汽车[1~7] 。实现车身减重的主要措施是优化结构和应用新材料新工艺，高强钢的使用就是其中一个主要措施。作为高强钢的一种，具有良好强塑性组合的 transformation induced plasticity（TRIP）钢目前国内外大量用于生产汽车板和其他汽车零部件。TRIP良好的性能得益于其优良的组织匹配，典型TRIP钢的显微组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体，室温下一定量的残余奥氏体变形时发生形变诱导马氏体相变，即TRIP效应，铁素体延性较好，容易吸收因残余奥氏体向马氏体转变引起的体积膨胀，对TRIP效应有较好的辅助作用，贝氏体主要是对强度起作用。

本研究中，把含磷低硅的 TRIP 钢作为研究对象。P元素的强化效果好，价格低廉，可降低渗碳体析出动力学，抑制渗碳体析出，利于奥氏体的保留，可替代Si，解决生产过程中的镀锌问题[8，9] 。已有研究表明，添加0.1 %（质量分数）的P将会使铁素体的强度增加约75 MPa。对含磷低硅TRIP钢在快速退火过程中的组织演变行为进行研究，分析其各阶段的组织演变行为，对实际生产中的工艺制定具有一定的指导意义。

《2 实验材料及方法》

2 实验材料及方法

实验采用材料为本钢真空炉冶炼的 130 kg 钢锭，化学成分为 Fe-0.2C-0.5Si-1.8Mn-0.08P-0.2V。钢 锭加 热至 1 200 ℃，锻造 为 60 mm×60 mm× 800 mm的板料随后空冷，在实验室450 mm二辊可逆轧机上进行轧制。在900~1 100 ℃温度区间进行轧制，将板料轧制至约4 mm厚，空冷至室温。热轧板经酸洗后冷轧，轧制至约 1 mm 厚，为便于轧制，轧制道次间进行退火处理。将冷轧板料加工成 100 mm×20 mm的试样用于热模拟实验。

利用热力学软件 Thermocalc 结合 TCFE6 数据库（TCS Steel/Fe-Alloy Database）对平衡状态下的相变温度Ac1、Ac3进行计算。在相变仪上以0.05 ℃/s加热速率加热，测定其Ac1、Ac3温度，用于临界区温度的确定。

在MMS-300热模拟试验机上进行热处理模拟实验，实验工艺如图1所示。热处理实验分为三个阶段：第一阶段为快速加热至临界区温度，随后淬火；第二阶段为在临界区温度等温一段时间后淬火；第三阶段为临界区等温后以40 ℃/s的冷速冷至 400 ℃，等温180 s后空冷至室温。

《图1》

图1 实验工艺

Fig.1 The schematic illustration of experimental technology

在热处理后试样的热电偶附近取样，经研磨抛光后，用4 %的硝酸酒精腐蚀，在场发射电子探针显微分析仪（JEOL JXA-8530F）的电子显微镜下进行高倍观察。取 12 mm×12 mm 的试样，经 C2H5OH∶ H2O∶HClO4 = 13∶2∶1 的电解液，在 20 V 的电压下电解抛光去表面应力后，进行X射线衍射分析。采用日本理学D/max 2400射线衍射仪，阳极靶为铜靶（50 kV，180 mA）辐射，2θ角的范围为 40° ~120°  ，利用Rietveld方法对数据进行分析与处理[10~12] 。

《3 实验结果及讨论》

3 实验结果及讨论

热轧初始组织如图2a所示，为铁素体、贝氏体和马氏体组织，铁素体含量约44 %。经冷轧后，由于回火过程，马氏体分解，碳化物析出，组织主要为带状的铁素体和碳化物，如图2b所示。利用热力学软件 Thermocalc 结合 TCFE6 数据库（TCS Steel/FeAlloy Database）对平衡相含量计算（图3a为热力学计算结果，图 3b 为加热过程的膨胀曲线），得到 Ac1 温度为 670 ℃，Ac3温度为 835 ℃。将实验钢加工成 ϕ 3×10 mm的相变仪试样，以0.05 ℃/s的加热速率加热，测定其膨胀曲线，确定其Ac1温度为676 ℃，Ac3温度为852 ℃，稍高于计算值。加热速度越大，相变温度越高，因此本研究选取的临界区等温温度从 710 ℃开始。加热速度的增大，会提高加热过程再结晶的开始温度，扩大再结晶温度范围，最终使得再结晶晶粒尺寸减小。再结晶晶粒尺寸的减小受形核速率和长大速率的控制。快速加热时，在形核初期没有足够的时间发生回复，因而再结晶温度被推迟到相对高的温度。快速加热时因为要在有限的时间内要求达到可观的形核量，所以在较高的再结晶温度下增加了形核率，结果使得晶粒尺寸更为细小[13，14] 。因此本研究采用 200 ℃/s 的加热速率以获得较小的晶粒尺寸。

《图2》

图2 初始组织

Fig.2 Initial microstructure

《图3》

图3 相变点温度的确定

Fig.3 The estimation of transformation temperature

《3.1 第一阶段》

3.1 第一阶段

TRIP钢在加热过程中会发生铁素体的再结晶、渗碳体的溶解和奥氏体的相变[15] 。热处理的第一阶段为加热至不同临界区温度，加热速率为200 ℃/s。加热后的淬火组织如图 4 所示。加热至 710 ℃时（见图 4a），奥氏体相变还未明显发生，较快的加热速度，使得奥氏体化温度升高，显微组织仍为冷轧的带状组织。加热至730 ℃时（见图4b）可发现已有少量奥氏体相变发生，呈尺寸小于 0.5 μm 的小块状。加热至750 ℃时（见图4c），相变量明显增多，加热时形成的奥氏体尺寸变大，经观察可发现，奥氏体主要在晶界处形核，晶界处更容易满足奥氏体形核所要求的能量和元素浓度。加热至770 ℃时（见图 4d），形成的奥氏体量已达到约 38 %。加热至 800 ℃时（见图 4e），大部分组织已相变为奥氏体。实际生产中，绝大多数奥氏体是在连续加热过程中形成的，奥氏体的形成需要吸收相变潜热，加热速度越大，奥氏体形成温度范围则越向高温推移。

《图4》

图4 第一阶段热处理显微组织

Fig.4 Microstructure of the first stage heat treatment

《3.2 第二阶段》

3.2 第二阶段

热处理的第二阶段为以200 ℃/s的加热速度加热至临界区温度后等温一定时间。等温后的淬火组织如图5所示。710 ℃等温300 s后（见图5a），有约 2.8 %的奥氏体生成，仍有大量的碳化物未溶解。730 ℃等温 300 s 后（见图 5b），奥氏体晶粒长大，奥氏体生成量增加至约4.2 %，未溶解的碳化物量减少。由于等温温度升高，相变驱动力的增大使形核功减小，元素的扩散速度加快，且奥氏体形核所需的碳浓度起伏减小，均利于提高奥氏体的形核率，同时奥氏体的形成速度也相应增加，使得温度升高后，奥氏体的生成量增加，晶粒变大。当等温温度升高至750 ℃时，等温300 s后（见图5c），奥氏体量迅速增加至约40 %，碳化物完全溶解，淬火后的组织主要由铁素体和马氏体组成。然而等温温度升高至770 ℃后，等温30 s后（见图5d），奥氏体量即可达到约73 %。随等温温度升高，碳化物逐渐消失，奥氏体晶粒尺寸变大，奥氏体含量增多。

《图5》

图5 第二阶段热处理显微组织

Fig.5 Microstructure of the second stage heat treatment

《3.3 第三阶段》

3.3 第三阶段

由前两个阶段结果分析可知，750 ℃等温即可有较多奥氏体相变发生，因此选择 750 ℃、770 ℃、 790 ℃等温60 s后快冷至400 ℃等温，不稳定的奥氏体发生贝氏体相变，由于贝氏体相变是“半扩散相变”，即只有碳原子扩散，而铁原子及其他替换元素的原子已经难以扩散，因此在贝氏体相变过程，奥氏体中富碳，稳定性增强，降低抑制其在随后冷却过程中发生马氏体相变。随后冷至室温，稳定的奥氏体在室温下保留，若奥氏体中碳含量低，稳定性差，在此冷却过程中会发生马氏体相变。

临界区等温后快冷至贝氏体区等温，其显微组织如图6所示，主要由铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成。临界区等温温度为 750 ℃时（见图 6a），最终组织中的铁素体含量为57 %，残余奥氏体含量约为12.7 %，其余为贝氏体和马氏体。当等温温度升高至770 ℃（见图6b）以后，等温过程中形成的奥氏体量增多，奥氏体中富集的碳含量相应降低，奥氏体稳定性降低，在随后的贝氏体等温及冷却过程中，更易发生贝氏体相变，铁素体量降低为 35 %，残余奥氏体含量为13.9 %。当临界区等温温度升高至790 ℃时（见图6c），最终组织主要为贝氏体和马氏体，只有 22 %铁素体和 14.9 %残余奥氏体。随着临界区等温温度升高，最终组织中的铁素体量降低，贝氏体和马氏体混合物的量增加。

《图6 》

图6 第三阶段热处理显微组织

Fig.6 Microstructure of the third stage heat treatment

《3.4 X射线衍射（XRD）分析》

3.4 X射线衍射（XRD）分析

采用日本理学 D/max 2400 射线衍射仪对不同临界区温度退火后400 ℃等温试样的残余奥氏体量进行测定，利用 Rietveld 方法对数据进行分析与处理。图7a为X射线衍射实验结果，利用X射线衍射分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰积分强度，选择奥氏体的{220}、{311}衍射线以及铁素体的 {211}衍射线，利用残余奥氏体含量公式进行计算

式（1）中，V γ是残余奥氏体的体积分数；I γ是奥氏体{220}、{311}晶面衍射峰的平均积分强度；I α是铁素体{211}晶面衍射峰的积分强度。计算所得的残余奥氏体含量如图7b所示，随退火温度升高，残余奥氏体含量从750 ℃退火时的12.7 %增大至790 ℃退火时的 14.9 %。这是因为在较高的退火温度等温时形成的奥氏体量较多，发生贝氏体相变后，经过二次富碳过程，残余较多的奥氏体。

《图7》

图7 X射线衍射分析

Fig.7 X-ray diffraction analysis

《4 结语》

4 结语

快速加热至临界区温度，随后淬火，随加热温度升高，碳化物逐渐溶解，奥氏体相变量逐渐增大，加热至770 ℃时，形成的奥氏体量已达到约38 %。

临界区温度等温一段时间后淬火，在不同临界区温度等温，随等温温度升高，碳化物逐渐消失，奥氏体晶粒尺寸变大，奥氏体含量增多，770 ℃等温 30 s，奥氏体量即可达到约73 %。

临界区等温后以40 ℃/s的冷速冷至400 ℃，等温180 s后空冷至室温，随着临界区等温温度升高，最终组织中的铁素体量降低，贝氏体和马氏体混合物的量增加。经X射线衍射分析可知，残余奥氏体量也增加。