本钢技术研究院, 辽宁　本溪　117000

摘要:针对高Al系TRIP钢，采用390、410、430和450 ℃温度进行热模拟实验，分析四种贝氏体处理工艺对钢板力学性能和组织比例的影响规律，实验结果表明：伴随实验温度的提高，铁素体体积分数呈升高趋势，马氏体+贝氏体+奥氏体的体积分数不断下降。在410℃～430℃温度范围内，钢中残余奥氏体和残奥中碳含量有最佳值，此时力学性能指标也最理想，强塑积达到24.7 GPa%。钢中残余奥氏体与残奥中碳含量的乘积与塑性指标呈比例关系。实验同时表明：Al元素完全可以代替传统的Si元素，在获得TRIP优良强塑积指标的同时能够保证其表面涂覆性能，对工业化生产中的应用具有一定指导意义。

近年来，汽车制造业发展迅速，制造商要求汽车用钢在保证高强度的基础上又具有良好的塑性，相变诱导塑性钢因其具有较高的强塑积综合指标而进入了汽车用钢研发者的视线。

相变诱导塑性钢，即TRIP钢（Transformation Induced Plasticity Steel），室温时由铁素体、贝氏体、残余奥氏体及马氏体等多相组织组成[1]。传统C-Si-Mn系TRIP钢工艺已逐渐成熟，Si作为主要元素对发挥TRIP效应起着重要的作用，但是较高的Si含量会恶化钢板表面涂覆性能，而Al元素在不影响钢板表面质量的前提下，同样具有抑制碳化物析出、提高残余奥氏体稳定性的作用[2]，研究用Al代替Si对于提高汽车用TRIP钢表面质量和促进高铝TRIP钢工业化大生产具有一定指导意义。TRIP钢冷轧退火工序主要由两相区退火和贝氏体等温退火两部分组成，而贝氏体等温退火工艺对保证TRIP效应具有非常重要的影响。因此，本文以700 MP级的高铝TRIP钢为例，研究不同的贝氏体等温处理工艺对组织和性能的影响规律。

1. 实验材料及方法

1.1 实验材料

实验材料为700 MPa级别的C-Mn-Al系冷轧TRIP钢，材料经本钢炼钢、热轧工序，然后在冷轧厂经≥55%的压下率轧制成规格1.2 mm× 1300 mm的板材，最后在热模拟实验室进行连续退火工艺热模拟实验，根据热模拟实验数据结果指导工业化大生产。TRIP700的化学成分见表1。

表 1TRIP700化学成分（质量分数，%）

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1.2 实验方法

热模拟实验中，在冷轧连续退火工序首先采用相同的两相区退火温度780～830 ℃，经过大约113 s的保温时间，以>24 ℃/s的速度快速冷却，然后进行贝氏体等温退火实验，根据生成贝氏体理论研究和类似钢种生产经验，确定实验温度分为4级，分别为390、410、430和450 ℃，经过≥320 s的保温后，以≥3.5 ℃/s的速度最终冷却至室温。根据国家标准要求制备试样后，由检测部门采用扫描电子显微镜对实验钢进行显微组织观察。

2. 实验结果与分析

2.1 显微组织

图1为四种贝氏体等温处理工艺对应的金相组织照片。图1中呈不规则形状分布的深灰色大块组织为铁素体，其组织比例最多，其次呈岛状分布的银白色组织为马氏体、残余奥氏体。呈点、线状分布的墨黑色组织为贝氏体，马奥岛组织一般分布于铁素体和贝氏体的交界处，贝氏体组织则主要分布在铁素体晶粒的边界。

图 1四种贝氏体处理温度对应的金相组织

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2.2 力学性能

表2是相变诱导塑性钢TRIP700各相体积分数和对应力学性能检验结果。图2是四种贝氏体转变温度与抗拉强度、延伸率值对应关系。

2.3 讨论分析

由表2可知，随着贝氏体等温处理温度的提高，铁素体含量不断升高，贝氏体+马氏体+奥氏体的含量不断减少；与组织特点相对应，力学性能检验结果显示，随时贝氏体等温处理温度的升高，屈服强度和抗拉强度呈降低趋势，但延伸率呈现先升高再降低的特点。

根据贝氏体转变曲线的理论研究可知，在400 ℃附近贝氏体孕育期较短、生成速度较快，由表2可以看出，在390～430 ℃范围内，贝氏体转变量较大，无碳贝氏体的生成有利于碳向残余奥氏体中扩散和充分富集，在此温度范围内，残余奥氏体中的碳含量较高，430 ℃时最高达到了1.41%，较高的碳含量可以有效地保证残余奥氏体的稳定性，使其在室温时不生成马氏体组织，从而发挥TRIP效应。

表 2TRIP700各相含量（体积分数，%）和对应力学性能检验结果

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由表2可见，随着贝氏体等温处理温度的提高，残余奥氏体含量先增加再降低，在410～430 ℃有较大值，此时残奥中碳含量也较高，此时钢板的塑性指标较好，断后延伸率在430 ℃有最佳值，达到34%，这与残奥量与残奥中碳含量乘积的综合指标较高会提高钢材塑性的TRIP效应这一理论相契合。测量残余奥氏体一般采用X射线衍射法，图2是贝氏体转变温度为430 ℃时测得的X射线衍射图。

图 2430℃贝氏体转变时X射线衍射图

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当转变温度较低时，碳原子在铁素体和贝氏体中的过饱和程度增加，残余奥氏体不稳定易转变成马氏体[3]，表2显示390℃时马氏体含量较高，虽然此时贝氏体及残奥中碳含量都较高，但是此时的残奥量较低、马氏体量过多，因此钢材整体表现延伸率值偏低。在450℃时，已经到达贝氏体转变的温度上限，贝氏体转变量较少为8%，与此相对应的残奥中碳含量最低为1.15%，而且此温度与临界区转变温差较小、钢板冷速较慢，造成铁素体析出量较多，钢材整体强度偏低，没有达到高于690 MPa 的标准要求。

综上可知，当贝氏体转变温度为390 ℃时，钢材室温时马氏体含量较大、残余奥氏体含量不足，造成宏观板材偏硬、塑性不佳；当贝氏体转变温度为450℃时，钢中铁素体过剩、贝氏体生成量不足、残奥中碳含量没有得到充分富集，造成钢材强度偏低。图3为延伸率与残奥及其碳含量乘积的关系图，当贝氏体转变温度在410～430℃范围时，钢材有理想的组织比例，430℃时残余奥氏体量和残奥中碳含量的乘积有最大值，达到15.51，此时钢材的强度和塑性综合指标较高，强塑积达到24.7 GPa?%，显示出相变诱导塑性钢提高钢材强塑积的TRIP效应。

图 3延伸率与残奥及残奥中碳含量乘积的关系

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由实验还可以看出，由Al元素代替Si元素，同样起到了阻止碳化物在贝氏体相变中的析出，加速了碳在残奥中的扩散和聚集，有效稳定了过冷奥氏体。有研究资料表明，Al元素虽然在稳定奥氏体方面发挥着和Si相同的作用，但其固溶强化作用达不到Si的效果[4]。但从本实验结果可见，只要采取合适的化学成分匹配和贝氏体等温退火等工艺制度，完全可以获得700 MPa级相变诱导塑性钢理想的组织比例和力学性能结果。

3. 结束语

（1）对于C-Mn-Al系700 MPa级汽车用相变诱导塑性钢，当贝氏体转变温度在390～450℃范围内变化时，伴随转变温度的升高，铁素体组织体积分数呈升高趋势，马氏体+贝氏体+奥氏体的体积分数之和呈下降趋势。在410～430℃温度范围内，可以获得良好的各相组织比例。

（2）在410～430℃温度范围内，钢中残余奥氏体和残奥中碳含量有最佳值，此时对应的力学性能结果也较理想，最大强塑积为24.7 GPa?%。钢中残余奥氏体与残奥中碳含量的乘积与塑性指标呈比例关系。

（3）通过优化贝氏体等温处理工艺，完全可以用Al元素代替Si元素，达到稳定残余奥氏体和获得理想组织比例和优良力学性能的效果，对提高汽车用TRIP钢表面质量在工业化生产中应用具有一定指导意义。