钛微合金化热轧TRIP钢的连续冷却相变研究

衣海龙，徐 薇，龙雷周，刘振宇

（东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳 110819）

为了满足汽车工业及相关机械行业的发展需求，高强塑积的高强钢不断引起人们的关注，其中TRIP钢由于具有良好的强度，同时又具有良好的塑性，一直引起人们的广泛关注［1－4］，但 TRIP钢的生产方式大多采用复杂的热处理工艺，给TRIP钢实际生产及推广应用带来了较大的困难。随着轧制与冷却技术的进步，热轧态TRIP钢在实际生产中具有工艺的可行性，且由于可省去复杂的热处理过程，具有成分简单、工艺可实施强等优势，具有良好的发展前景［5－7］。从热轧TRIP钢的成分设计上来说，除了选用C，Si，Mn等常用的固溶强化元素外，还添加Nb，V，Ti等微合金元素，拟通过细晶强化及析出强化提高热轧TRIP钢的性能，其中研究较多的为Nb，V 系 的 TRIP钢［8－10］，而对钛微合金化TRIP钢的研究则相对较少。近年来，由于钛微合金元素的低成本优势，在传统微合金钢的成分设计上开始采用以钛代替铌或钒的工艺思路，其相关的工艺及理论研究较为系统，而对于TRIP钢来说，由于其工艺路线复杂，相关的研究工作还相对较少，因此，研究钛微合金化热轧TRIP钢的相关工艺理论具有重要意义。

本工作选取了一种C－Si－Mn－Ti的热轧TRIP钢，从热轧工艺角度出发，测定实验钢在连续冷却工艺下的CCT曲线，研究其在连续冷却工艺下的相区分布及组织演变规律，为钛微合金化热轧TRIP的工艺模拟及实验研究奠定基础。

1 实验材料与方法

实验材料为一种C－Si－Mn－Ti的热轧TRIP钢，其化学成分（质量分数／%）为：0.20C，1.46Si，1.56Mn，0.005P，0.003S，0.09Ti，0.005N。采用真空感应炉冶炼，浇铸150kg钢锭，在φ450实验轧机上轧成厚度为12mm的板材，然后将其加工成φ3mm×10mm的圆柱形试样，用于热模拟实验。

连续冷却工艺下膨胀曲线的测定是在Formastor－FII全自动相变仪上进行。首先，将试样以10℃／s的速率升温到1250℃保温5min，然后以10℃／s的冷却速率分别冷至760，820，880℃，然后分别以0.5，1，2，5，10，20，30℃／s的冷却速率冷至室温，记录冷却过程的膨胀曲线，结合金相观察确定奥氏体／铁素体、奥氏体／贝氏体、奥氏体／马氏体的相变点，绘制CCT曲线。将上述所得的试样沿轴向剖开，经研磨，抛光后采用4%的硝酸酒精溶液腐蚀，然后利用Q550IW光学显微镜进行组织观察与分析，利用Quanta 600扫描电子显微镜对组织及夹杂物进行观察及分析。

2 结果与分析

2.1 连续冷却相变曲线

图1为实验钢在不同开冷温度下的CCT曲线。可以看出，在不同开冷温度下，CCT曲线的相变区域大致相同，当冷却速率在0.2～2℃／s时，实验钢先经过铁素体相区，然后经过贝氏体相区；当冷却速率在2～10℃／s时，实验钢先经过贝氏体相区，然后经过马氏体相区；当冷却速率大于10℃／s时，实验钢经过马氏体相区，其Ms点大致在450℃。铁素体相变区对冷却速度较为敏感，仅当冷却速率较低时（≤2℃／s），实验钢经过铁素体相区，但在较宽的冷却速率范围内（0.2～10℃／s和2～30℃／s），实验钢经过贝氏体和马氏体相区。因此，为了获得合理的铁素体、贝氏体及残余奥氏体／马氏体组织的热轧TRIP钢，首先应在高温段采用低冷却速率，使实验钢产生一定量的铁素体，然后采用一定的冷却速率，在中温段（400～600℃）实现贝氏体相变，最后在Ms点附近进行保温或等温处理，有效控制残余奥氏体／马氏体的转变量，进而在室温拉伸变形过程中产生TRIP效应。从实验结果来看，铁素体的控制及残余奥氏体／马氏体的控制区间相对较窄，因此，为了获得铁素体、贝氏体及残余奥氏体／马氏体的热轧TRIP钢组织，在实际工艺模拟及实验研究中应精确控制其对应的铁素体区间的冷却速率及马氏体相区保温温度等关键工艺参数。

图1 含钛TRIP钢的连续冷却转变曲线 （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃Fig.1 CCT curves of Ti－bearing TRIP steel （a）－760℃；（b）－820℃；（c）－880℃

2.2 显微组织演变

图2、图3为不同冷却速率下获得的铁素体、贝氏体及马氏体的组织形貌。当冷却速率小于0.5℃／s时，铁素体为在奥氏体晶界形核的先共析铁素体及在奥氏体晶内形成的晶内铁素体，随着冷却速率的增加，铁素体的形核位置由晶内和晶界处转移到晶界处，而且，随着冷却速度的升高，组织中铁素体的体积分数及晶粒尺寸也随之减少；当冷却速率较低时，贝氏体以粒状贝氏体和板条贝氏体为主，当冷却速率升高后，贝氏体主要以板条贝氏体为主；当冷却速率继续升高后，组织中出现了交错分布的板条马氏体。

图4为铁素体转变开始温度、贝氏体转变开始温度随冷却速率的变化情况。对于铁素体相变来说，随着冷却速率的增加，铁素体转变开始温度逐渐降低，随着开冷温度的升高，铁素体转变开始温度有所升高，具体如图4（a）。因此，开冷温度的升高促进了铁素体相变，冷却速率的增加抑制了铁素体相变。由于铁素体相变为受界面控制的扩散型相变，冷却速度提高，过冷度增加，使得铁素体相变的自由焓差增大，同时，随着过冷度的增大，晶界、位错等处的临界形核自由能与均匀形核时的临界形核自由能相比逐渐减少，使得铁素体相变可以在相对较低的温度下进行，即铁素体转变开始温度有所降低。

图2 在不同开冷温度及冷却速率下的显微组织（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

图3 在760℃不同冷却速率下的显微组织 （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

对于贝氏体相变来说，随着冷却速率的增加，贝氏体转变开始温度逐渐降低，随着开冷温度的升高，贝氏体转变开始温度有所升高，具体如图4（b）。由于贝氏体相变区别于扩散型铁素体相变，其相变类型为半扩散型切变相变，其转变机制不仅取决于相变驱动力的大小，而且与原子的扩散能力密切相关。在贝氏体相变的高温区域，间隙碳原子能够进行有效的界面扩散，贝氏体可能以台阶扩散方式形核和长大，此时相对较高的开冷温度有利于间隙原子的扩散过程，因此，导致贝氏体转变开始温度有所升高。同样，随着冷却速率的提高，一定程度上抑制了间隙原子的扩散过程，增加了奥氏体的稳定性，相应地降低了贝氏体转变开始温度。刘宗昌等 应用综合理论分析方法研究了钢中的贝氏体相变热力学，在进行相变热力学分析的基础上，估算了贝氏体转变开始温度下相变阻力为105J／mol，并指出贝氏体相变不仅与驱动力有关，而且取决于原子扩散能力，从贝氏体转变开始温度到马氏体转变开始温度，贝氏体相变机制经历了界面台阶扩散、热激活跃迁位移及切变无扩散相变过程。

图4 相变开始温度变化规律 （a）铁素体转变；（b）贝氏体转变Fig.4 Relationship between start cooling temperature and phase start temperature（a）ferrite phase transformation；（b）bainite phase transformation

利用扫描电镜对晶内铁素体的形核质点进行了观察分析，具体如图5所示。晶内铁素体的形核质点为夹杂物，其组成包括了Al2O3，CaO，SiO2及MnS夹杂物。相关的研究表明［13，14］，晶内铁素体的形成与夹杂物的惰性界面能、应力－应变能及夹杂物与铁素体的错配度都有关。夹杂物作为一种惰性介质所具有的较高的惰性界面能对诱导晶内铁素体的形核和长大起着决定性作用。夹杂物造成其附近较高的应力－应变能以及夹杂物与铁素体的错配度较小也有利于晶内铁素体的形核和长大。

图5 TRIP钢中晶内铁素体及夹杂物SEM照片（a）和EDS图谱（b）Fig.5 SEM micrographs（a）and EDS analysis（b）of intragranular ferrite and inclusion in the TRIP steel

由第二相理论计算中可知，γ－α相变的临界形核尺寸的计算公式如下［15］：

其中，ΔGV为单位体积的相变自由能，ΔGEV为新相形成时造成的单位体积弹性应变能，令＝0时，可得到新相的临界形核尺寸d＊。

其临界形核尺寸为40～400nm，因此，为了有效形核，其形核质点应大于此尺寸，这与本实验中所观察到的夹杂物尺寸2～3μm相吻合，同时，由本工作实验结果可知，晶内铁素体并未在所有符合临界形成尺寸的夹杂物上形核，因此，晶内铁素体形成与临界形核尺寸有关，而且形核具有选择性，相关的机理仍需进行深入研究。

3 结论

（1）在含钛TRIP钢CCT曲线中，相变区域主要有三个部分：奥氏体→铁素体＋贝氏体转变区、奥氏体→贝氏体＋马氏体转变区及奥氏体→马氏体转变区。当冷却速率小于2℃／s时，实验钢经过铁素体相区；当冷却速率在0.5～10℃／s较宽的冷却速率范围内时，实验钢经过贝氏体相区；当冷却速率大于2℃／s时，实验钢在低温区获得了马氏体组织，其Ms点大致为450℃左右。

（2）随着冷却速率的增加，实验钢的显微组织由铁素体＋贝氏体逐步转变为贝氏体＋马氏体及单一马氏体组织。当冷却速率较低时，铁素体由晶内铁素体和晶界铁素体组成，晶内铁素体的形核质点为复杂的氧化物及硫化物，贝氏体以粒状贝氏体为主；当冷却速率较高时，铁素体仅在晶界处形核，形成细小的晶界铁素体，而贝氏体以板条贝氏体为主。

［1］闫翠，李麟，符仁钰，等.TRIP钢的研究进展［J］.上海金属，2008，30（4）：40－44.YAN Cui，LI Lin，FU Ren－yu，et al.A review on research progress of TRIP steel［J］.Shanghai Metals，2008，30（4）：40－44.

［2］熊自柳，蔡庆伍，江海涛，等.TRIP钢中奥氏体的力学稳定性研究［J］.材料工程，2011，（3）：11－15.XIONG Zi－liu，CAI Qing－wu，JIANG Hai－tao，et al.Research on mechanical stability of austenite in TRIP steels［J］.Journal of Materials Engineering，2011，（3）：11－15.

［3］衣海龙，徐薇，龙雷周，等.热轧钛微合金化TRIP钢的组织与性能研究［J］.材料工程，2014，（12）：66－71.YI Hai－long，XU Wei，LONG Lei－zhou，et al.Research on microstructures and mechanical properties of hot rolled Ti－microalloyed TRIP steel［J］.Journal of Materials Engineering，2014，（12）：66－71.

［4］定巍，龚志华，唐荻，等.低硅含铝TRIP钢残余奥氏体变形过程中稳定性研究［J］.材料工程，2013，（12）：68－73.DING Wei，GONG Zhi－hua，TANG Di，et al.Stability of retained austenite of low Si containing Al TRIP steel during deformation［J］.Journal of Materials Engineering，2013，（12）：68－73.

［5］余伟，王潇，蔡庆伍，等.热轧TRIP钢的连续冷却转变行为及力学性能［J］.材料热处理学报，2014，35（5）：97－102.YU Wei，WANG Xiao，CAI Qing－wu，et al.Continuous cooling transformation behaviour and mechanical properties of hot rolled TRIP steel［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2014，35（5）：97－102.

［6］LI Lin，WOLLANTS P，HE Yan－lin，et al.Review and prospect of high strength low alloy TRIP steel［J］.Acta Metallurgica Sinica，2003，16（6）：457－465.

［7］郑芳，郑磊，王国栋.经济型热轧TRIP钢的成分对组织和性能的影响［J.钢铁，200742360－64.ZHENG Fang，ZHENG Lei，WANG Guo－dong.Effect of composition of an economical hot－rolled TRIP steel on microstructure and properties［J］.Iron and Steel，2007，42（3）：60－64.

［8］FENG Qing－xiao，LI Long－fei，YANG Wang－yue，et al.Microstructures and mechanical properties of hot－rolled Nb－microalloyed TRIP steels by different thermo－mechanical processes［J］.Materials Science and Engineering：A，2014，605：14－21.

［9］HAUSMANN K，KRIZAN D，SPIRADEK H A，et al.The influence of Nb on transformation behavior and mechanical properties of TRIP－assisted bainitic－ferritic sheet［J］.Materials Science and Engineering：A，2013，588：142－150.

［10］侯晓英，许云波，王业勤，等.含磷和钒热轧TRIP钢组织控制及力学性能研究［J］.材料科学与工艺，2011，19（5）：21－24.HOU Xiao－ying，XU Yun－bo，WANG Ye－qin，et al.Study on microstructure and mechanical properties of hot rolled TRIP steel containing phosphorus and vanadium［J］.Materials Science＆Technology，2011，19（5）：21－24.

［11］刘宗昌，王海燕，任慧平，等.贝氏体相变特点的研究［J］.材料热处理学报，2007，28（8）：168－171.LIU Zong－chang，WANG Hai－yan，REN Hui－ping，et al.Investigations of bainite transformation［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2007，28（8）：168－171.

［12］刘宗昌，王海燕，任慧平.钢中贝氏体相变热力学［J］.包头钢铁学院学报，2006，25（4）：307－312.LIU Zong－chang， WANG Hai－yan，REN Hui－ping.Phase transformation thermodynamics of bainite in steels［J］.Journal of Baotou University of Iron and Steel Technology，2006，25（4）：307－312.

［13］MIYAMOTO G，SHINYOSHI T，YAMAGUCHI J，et al.Crystallography of intragranular ferrite formed on（MnS＋ V（C，N））complex precipitate in austenite［J］.Scripta Materialia，2003，48：371－377.

［14］余圣甫，雷毅，谢明立，等.晶内铁素体的形核机理［J］.钢铁研究学报，2005，17（1）：47－50.YU Sheng－pu，LEI Yi，XIE Ming－li，et al.Nucleation mechanisms of intragranular ferrite［J］.Journal of Iron and Steel Research，2005，17（1）：47－50.

［15］雍岐龙.钢铁材料中的第二相［M］.北京：冶金工业出版社，2006.279.YONG Qi－long.The Second Phase in Steel［M］.Beijing：Metal－lurgical Industry Press，2006.279.