D0I:10.13374/i.issnl00It03.2009.10.013 第31卷第10期 北京科技大学学报 Vol.31 No.10 2009年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0t.2009 铌微合金化对高A1冷轧TRP钢组织与力学性能的 影响 徐 锟) 刘国权12) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要采用二段式盐浴热处理、金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和拉伸实验等方法，研究了添加 0.025%微合金元素Nb对高A(1.5%A1)冷轧相变诱导塑性钢(TRIP)组织与性能的影响规律.结果表明：Nb微合金化使高 A!冷轧TRP钢在连续退火后组织得到细化，残余奥氏体含量及其碳含量比无Nb钢均有所升高·含Nb钢在370℃和400℃ 等温后抗拉强度均大于650MPa,且总伸长率达到35%，具有优异的综合力学性能.Nb微合金化，将本实验所研究的高A1冷 轧TP钢的最优贝氏体区等温温度由400℃左右扩大到370~400℃，提高了生产的工艺稳定性. 关键词TRIP钢：铌：铝：力学性能 分类号TG142.1 Effect of Nb microalloying on the microstructure and mechanical properties of high-Al cold-rolled TRIP steel XU Kun),LIU Guo-quan1.2) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT The effects of 0.025%Nb microalloying on the microstructure and mechanical properties of high-Al cold-rolled TRIP steel were investigated by means of two-stage salt bath heat treatment,optical microscopy (OM),scanning electron microscopy (SEM),X-ray diffraction (XRD)and tensile test.The results indicate that the addition of Nb refines the microstructure after contin- uous annealing and increases the volume fraction and carbon content of retained austenite.The Nb-microalloyed high-Al TRIP steel treated at 370C or 400C has very excellent mechanical properties,the tensile strength is higher than 650 MPa and the total elonga- tion is above 35%.The best isot hermal bainitic transformation process of the Nb-alloyed TRIP steel is from 370C to 400C,which is wider than that of the TRIP steel without Nb.at about 400C.The consistency of the process is enhanced. KEY WORDS TRIP steel:niobium:aluminum:mechanical properties 相变诱导塑性钢(transformation induced 等)对组织性能的影响.一般认为在CSi一Mn系 plasticity,TRIP)是一类强度高、伸长率高及成形性 TRP钢中，V、Nb等微合金元素的添加可以起到细 好的新型钢种，其主要特点是克服了传统低合金高 晶强化、析出强化和固溶强化等作用，能够有效地改 强度钢难以解决的强度与塑性的矛盾，在提高强度 善C Si-Mn3系冷轧TRIP钢的力学性能[句.但是， 的同时保证较高的伸长率，用TRP钢作为新型的 对于高A1无Si冷轧TRIP钢，有关微合金化的研究 汽车钢板，可以在保证安全性的同时减轻车体重量， 较少6]，钢中添加微合金元素是否也起到与对 降低燃油消耗与尾气排放，具有良好的应用前 C Si-Mn系TRIP钢相似的作用？本文针对这一 景].目前国内外对TRIP钢的研究主要以 问题，重点讨论微合金元素Nb的添加对高AI冷轧 C Si-Mn系为主，同时考虑了微合金元素(V、Nb TRP钢相变特征、显微组织与力学性能的影响，以 收稿日期：2009-01-17 基金项目：“十一五”配套研制项目(No,PPT一115一2-712) 作者简介：徐锟(1978一)，女，博士研究生：刘国权(1952-)，男，教授，博士生导师，xk206@yah0o·com.en
铌微合金化对高 Al 冷轧 TRIP 钢组织与力学性能的 影响 徐 锟1） 刘国权12） 1） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 2） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 摘 要 采用二段式盐浴热处理、金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X 射线衍射（XRD）和拉伸实验等方法研究了添加 0∙025％微合金元素 Nb 对高 Al（1∙5％Al）冷轧相变诱导塑性钢（TRIP）组织与性能的影响规律．结果表明：Nb 微合金化使高 Al 冷轧 TRIP 钢在连续退火后组织得到细化残余奥氏体含量及其碳含量比无 Nb 钢均有所升高．含 Nb 钢在370℃和400℃ 等温后抗拉强度均大于650MPa且总伸长率达到35％具有优异的综合力学性能．Nb 微合金化将本实验所研究的高 Al 冷 轧 TRIP 钢的最优贝氏体区等温温度由400℃左右扩大到370～400℃提高了生产的工艺稳定性． 关键词 TRIP 钢；铌；铝；力学性能 分类号 TG142∙1 Effect of Nb microalloying on the microstructure and mechanical properties of high-Al cold-rolled TRIP steel XU Kun 1）LIU Guo-quan 12） 1） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT T he effects of 0∙025％ Nb microalloying on the microstructure and mechanical properties of high-Al cold-rolled TRIP steel were investigated by means of two-stage salt bath heat treatmentoptical microscopy （OM）scanning electron microscopy （SEM）X-ray diffraction （XRD） and tensile test．T he results indicate that the addition of Nb refines the microstructure after continuous annealing and increases the volume fraction and carbon content of retained austenite．T he Nb-microalloyed high-Al TRIP steel treated at 370℃ or400℃ has very excellent mechanical propertiesthe tensile strength is higher than650MPa and the total elongation is above35％．T he best isothermal bainitic transformation process of the Nb-alloyed TRIP steel is from370℃ to400℃which is wider than that of the TRIP steel without Nbat about 400℃．T he consistency of the process is enhanced． KEY WORDS TRIP steel；niobium；aluminum；mechanical properties 收稿日期：20090117 基金项目：“十一五”配套研制项目（No．JPPT－115－2－712） 作者简介：徐 锟（1978－ ）女博士研究生；刘国权（1952－）男教授博士生导师xk206＠yahoo．com．cn 相 变 诱 导 塑 性 钢 （ transformation induced plasticityTRIP）是一类强度高、伸长率高及成形性 好的新型钢种其主要特点是克服了传统低合金高 强度钢难以解决的强度与塑性的矛盾在提高强度 的同时保证较高的伸长率．用 TRIP 钢作为新型的 汽车钢板可以在保证安全性的同时减轻车体重量 降低燃油消耗与尾气排放具有良好的应用前 景［1－3］．目 前 国 内 外 对 TRIP 钢 的 研 究 主 要 以 C－Si－Mn系为主同时考虑了微合金元素（V、Nb 等）对组织性能的影响．一般认为在 C－Si－Mn 系 TRIP 钢中V、Nb 等微合金元素的添加可以起到细 晶强化、析出强化和固溶强化等作用能够有效地改 善C－Si－Mn系冷轧 TRIP 钢的力学性能［4－5］．但是 对于高 Al 无 Si 冷轧 TRIP 钢有关微合金化的研究 较少［6］．钢中添加微合金元素是否也起到与对 C－Si－Mn 系 TRIP 钢相似的作用？本文针对这一 问题重点讨论微合金元素 Nb 的添加对高 Al 冷轧 TRIP 钢相变特征、显微组织与力学性能的影响以 第31卷 第10期 2009年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．31No．10 Oct．2009 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2009．10．013
.1258 北京科技大学学报 第31卷 期为C一Al一Mn系冷轧TRIP钢的成分设计、工艺 优化提供实验依据 T=850℃.=3005 (50%F+50%A) 1实验材料及方法 T=370,400.450℃ 实验材料为两种高A1的低碳钢，化学成分如表 =100,180,420s (F+B,+A,) 1所示，在真空感应炉中冶炼为40kg的铸锭，铸锭 经均匀化退火后，在1200℃保温1.5h,开锻，终锻 温度为800℃，锻件尺寸为30mm×50mm× 150mm.将锻件加热至1230℃保温1h,经5道次从 30mm热轧至3mm,终轧温度为860℃，轧后空冷 图1热处理工艺曲线 并在850℃退火，随后在室温冷轧，经8道次轧至 Fig.I Schematic diagram of heat treatment 1.4mm, 式中，Vy为残余奥氏体的体积分数，12和1分 表1实验钢的化学成分（质量分数） 别为奥氏体相{220}和{311}晶面的衍射峰积分强 Table 1 Chemical composition of the experimental steels % 度，为铁素体相{211}晶面的衍射峰积分强度 钢号 C Mn 少 Al Nb 根据下式计算残余奥氏体中的C含量[8]： 1 0.22 1.63 0.10 1.50 一 0.0046 a=3.577+0.033%wc (2) 2 0.19 1.660.017 1.40 0.025 0.0021 其中，a为{220}和{311}晶面衍射峰点阵常数的平 均值，0c为碳的质量分数， 利用Thermo-Calc商用软件和TCFE3数据库 选择两种实验钢分别在370,400和450℃的贝 计算2号钢中Nb(C,N)的析出温度 氏体温度区等温180s后得到的试样进行静态拉伸 实验钢二段式热处理在盐浴炉中进行，试样在 实验，试样尺寸按照《GB/T228-2002金属材料室 850℃保温300s后分别快冷到贝氏体转变温度 温拉伸实验方法》标准加工，标距为50mm,室温下 T(370,400和450℃)，等温t(100,180和420s)后 用WDW-200D万能拉伸试验机进行力学性能测 空冷（图1），试样在850℃等温300s后水冷，进行两 试，加载速度为6 mm*min-,测得试样的屈服强度、 相区保温淬火实验 抗拉强度和伸长率等力学性能. 连续退火后试样用Lepera试剂腐蚀，利用金相 显微镜和ZEISS-SUPRA55场发射扫描电镜进行 2实验结果 显微组织观察，用Image Tool软件采用截线法测量 2.1Nb微合金化对等温热处理后显微组织的影响 实验钢室温组织中铁素体晶粒尺寸·采用菲利浦 图2所示为两种实验钢在相同的连续退火工艺 APDl0型X射线衍射仪，根据Mier方法[门测定 (850℃/300s+400℃/180s)下得到的显微组织，均 钢中的残余奥氏体含量（如下式）， 为典型的TRIP钢多相组织，包括铁素体(F)、贝氏 +四 2 体铁素体(Br)、残余奥氏体(A)与少量马氏体(M), (1) 贝氏体以板条状或岛状的无碳化物贝氏体为主，分 21+1. 布于铁素体晶界.残余奥氏体和少量马氏体大多在 (b) /M 201m 204m 图2实验钢(850℃/300，十400℃/180s)二段式等温热处理后显微组织.(a)1号钢：(b)2号钢 Fig.2 Microstructure of the steels after two-step heat treatment (850 C/300s+400C/420s):(a)Steel 1:(b)Steel 2
期为 C－Al－Mn 系冷轧 TRIP 钢的成分设计、工艺 优化提供实验依据． 1 实验材料及方法 实验材料为两种高 Al 的低碳钢化学成分如表 1所示．在真空感应炉中冶炼为40kg 的铸锭铸锭 经均匀化退火后在1200℃保温1∙5h开锻终锻 温度 为 800 ℃锻 件 尺 寸 为30mm×50mm× 150mm．将锻件加热至1230℃保温1h经5道次从 30mm 热轧至3mm终轧温度为860℃轧后空冷 并在850℃退火．随后在室温冷轧经8道次轧至 1∙4mm． 表1 实验钢的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of the experimental steels ％ 钢号 C Mn Si Al Nb N 1 0∙22 1∙63 0∙10 1∙50 － 0∙0046 2 0∙19 1∙66 0∙017 1∙40 0∙025 0∙0021 图2 实验钢（850℃／300s＋400℃／180s）二段式等温热处理后显微组织．（a）1号钢；（b）2号钢 Fig．2 Microstructure of the steels after two-step heat treatment （850℃／300s＋400℃／420s）：（a） Steel1；（b） Steel2 利用 Thermo-Calc 商用软件和 TCFE3数据库 计算2号钢中 Nb（CN）的析出温度． 实验钢二段式热处理在盐浴炉中进行试样在 850℃保温300s 后分别快冷到贝氏体转变温度 T（370400和450℃）等温 t（100180和420s）后 空冷（图1）试样在850℃等温300s 后水冷进行两 相区保温淬火实验． 连续退火后试样用 Lepera 试剂腐蚀利用金相 显微镜和 ZEISS－SUPRA55场发射扫描电镜进行 显微组织观察．用 Image Tool 软件采用截线法测量 实验钢室温组织中铁素体晶粒尺寸．采用菲利浦 APD－10型 X 射线衍射仪根据 Miller 方法［7］测定 钢中的残余奥氏体含量（如下式） Vγ＝ 1∙4 I 220 γ ＋I 311 γ 2 I 211 α ＋1∙4 I 220 γ ＋I 311 γ 2 （1） 图1 热处理工艺曲线 Fig．1 Schematic diagram of heat treatment 式中Vγ 为残余奥氏体的体积分数I 220 γ 和 I 311 γ 分 别为奥氏体相｛220｝和｛311｝晶面的衍射峰积分强 度I 211 α 为铁素体相｛211｝晶面的衍射峰积分强度． 根据下式计算残余奥氏体中的 C 含量［8］： a＝3∙577＋0∙033％ wC （2） 其中a 为｛220｝和｛311｝晶面衍射峰点阵常数的平 均值wC 为碳的质量分数． 选择两种实验钢分别在370400和450℃的贝 氏体温度区等温180s 后得到的试样进行静态拉伸 实验试样尺寸按照《GB／T228－2002金属材料室 温拉伸实验方法》标准加工标距为50mm室温下 用 WDW－200D 万能拉伸试验机进行力学性能测 试加载速度为6mm·min －1测得试样的屈服强度、 抗拉强度和伸长率等力学性能． 2 实验结果 2∙1 Nb 微合金化对等温热处理后显微组织的影响 图2所示为两种实验钢在相同的连续退火工艺 （850℃／300s＋400℃／180s）下得到的显微组织均 为典型的 TRIP 钢多相组织包括铁素体（F）、贝氏 体铁素体（BF）、残余奥氏体（Ar）与少量马氏体（M）． 贝氏体以板条状或岛状的无碳化物贝氏体为主分 布于铁素体晶界．残余奥氏体和少量马氏体大多在 ·1258· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第10期 徐锟等：铌微合金化对高A!冷轧TRP钢组织与力学性能的影响 ,1259 贝氏体与铁素体间存在，铁素体内部仅观察到少量 2.2Nb微合金化对残余奥氏体含量及碳含量的 残余奥氏体.对应于图2的组织，测得1号无Nb钢 影响 的铁素体晶粒尺寸主要为6.73~7.29m,而2号 实验钢中残余奥氏体含量、残余奥氏体中碳含 含Nb钢的尺寸多为4.76~6.13m(图3)，分布较 量随贝氏体区等温工艺变化的规律如图4所示，在 1号钢的更为均匀，表明Nb的添加有助于细化高 各贝氏体区温度等温后，两种实验钢中得到的残余 Al冷轧TRIP钢的铁素体晶粒组织， 奥氏体含量随等温温度和时间变化的趋势相似，如 35 □1号钢850℃/300+400℃/420s 图4(a)所示.在370℃和400℃等温时，残余奥氏 四2号钢850℃/300s+400℃/420. 体含量随等温时间延长呈先升高后降低的起伏式变 化；而在450℃等温时，随等温时间的延长，残余奥 氏体含量逐渐减少.含Nb钢在不同等温温度等温 420s后得到的残余奥氏体量均高于无Nb钢，且在 10 不同等温时间后的残余奥氏体含量大多高于无Nb 钢，仅在低温(370℃)等温60s和180s的残余奥氏 体含量低于无Nb钢. 4 6 8 10 12 14 品粒尺寸/μm 由图4(b)所示的各工艺条件下残余奥氏体中 碳含量可知，微合金元素Nb的添加使含Nb钢在贝 图3两种实验钢铁素体晶粒尺寸分布 氏体区等温后所得残余奥氏体中碳含量高于无Nb Fig-3 Grain size distribution of ferrite in the two experimental 钢，且等温时间越长，含Nb钢残余奥氏体中碳含量 越多 0.20 1.8 (a) (b) 4 1.7 0.16 0.12 8 1.6 1.5 0 --1号钢850℃/5min+370℃ 0.08 1.4 -*-1号钢850℃/5min+400℃ 0- -1号钢850℃/5min+370℃◆ ● *-1号钢850℃/5min+400℃ -4-1号钢850℃/5min+450℃ 13 -+1号榻850℃/5mim+450℃ -。-2号钢850℃/5min+370℃ 0.04 --2号钢850℃/5min+370℃ -o-2号钢850℃/5min+400℃ 1.2 -o-2号钢850℃/5min+400℃ -a2号钢850℃/5min+450℃ -a2号钢850℃/5min+450℃ 60120180240300360420480 0 60120180240300360420480 贝氏体等温时间A 贝氏体等温时间 图4残余奥氏体体积分数()和残余奥氏体中碳含量(b)随贝氏体等温温度与时间的变化 Fig.4 Changes in (a)volume fraction and (b)carbon content of retained austenite with isothermal bainitic transformation temperature and time 2.3Nb微合金化对力学性能的影响 3 实验钢在370,400和450℃的贝氏体转变区 讨论 分别等温180s后，得到的力学性能如图5所示 两种实验钢均为A1的质量分数为1.4%~ 由图5(a)可知：1号无Nb钢的屈服强度随等 1.5%且Si的质量分数≤0.1%的高Al冷轧TRIP 温温度的升高而逐渐降低，抗拉强度则随等温温度 钢，2号钢在1号的成分基础上添加了0.025%的微 的升高而升高：加Nb的2号钢在各等温温度条件 合金元素Nb:经过两相区保温加贝氏体区等温的 下，屈服强度和抗拉强度变化较小，保持很好的工艺 二段式热处理后，两种钢得到的多相组织均具有典 稳定性，其屈服强度与无N钢相当，抗拉强度虽则 型冷轧TRP钢的显微组织特征，实验钢的多相组 略低于无Nb钢，但仍保持在650MPa以上，从 织特征源于二段式热处理工艺，在850℃的两相区 图5(b)所示的总伸长率数据来看：在各等温温度下 保温时，冷轧板中的铁素体加珠光体原始组织发生 两种钢的总伸长率值均高于26%；但在相同的等温 相变，首先由珠光体向奥氏体转变，在此温度等温 工艺条件下，含Nb的2号钢的总伸长率明显高于1 300s后得到铁素体与奥氏体含量相当的两相组织， 号无Nb钢. 随后快冷到贝氏体温度区间保温时，奥氏体发生贝
贝氏体与铁素体间存在铁素体内部仅观察到少量 残余奥氏体．对应于图2的组织测得1号无 Nb 钢 的铁素体晶粒尺寸主要为6∙73～7∙29μm而2号 含 Nb 钢的尺寸多为4∙76～6∙13μm（图3）分布较 1号钢的更为均匀表明 Nb 的添加有助于细化高 Al 冷轧 TRIP 钢的铁素体晶粒组织． 图3 两种实验钢铁素体晶粒尺寸分布 Fig．3 Grain size distribution of ferrite in the two experimental steels 2∙2 Nb 微合金化对残余奥氏体含量及碳含量的 影响 实验钢中残余奥氏体含量、残余奥氏体中碳含 量随贝氏体区等温工艺变化的规律如图4所示．在 各贝氏体区温度等温后两种实验钢中得到的残余 奥氏体含量随等温温度和时间变化的趋势相似如 图4（a）所示．在370℃和400℃等温时残余奥氏 体含量随等温时间延长呈先升高后降低的起伏式变 化；而在450℃等温时随等温时间的延长残余奥 氏体含量逐渐减少．含 Nb 钢在不同等温温度等温 420s 后得到的残余奥氏体量均高于无 Nb 钢且在 不同等温时间后的残余奥氏体含量大多高于无 Nb 钢仅在低温（370℃）等温60s 和180s 的残余奥氏 体含量低于无 Nb 钢． 由图4（b）所示的各工艺条件下残余奥氏体中 碳含量可知微合金元素 Nb 的添加使含 Nb 钢在贝 氏体区等温后所得残余奥氏体中碳含量高于无 Nb 钢且等温时间越长含 Nb 钢残余奥氏体中碳含量 越多． 图4 残余奥氏体体积分数（a）和残余奥氏体中碳含量（b）随贝氏体等温温度与时间的变化 Fig．4 Changes in （a） volume fraction and （b） carbon content of retained austenite with isothermal bainitic transformation temperature and time 2∙3 Nb 微合金化对力学性能的影响 实验钢在370400和450℃的贝氏体转变区 分别等温180s 后得到的力学性能如图5所示． 由图5（a）可知：1号无 Nb 钢的屈服强度随等 温温度的升高而逐渐降低抗拉强度则随等温温度 的升高而升高；加 Nb 的2号钢在各等温温度条件 下屈服强度和抗拉强度变化较小保持很好的工艺 稳定性其屈服强度与无 Nb 钢相当抗拉强度虽则 略低于无 Nb 钢但仍保持在650MPa 以上．从 图5（b）所示的总伸长率数据来看：在各等温温度下 两种钢的总伸长率值均高于26％；但在相同的等温 工艺条件下含 Nb 的2号钢的总伸长率明显高于1 号无 Nb 钢． 3 讨论 两种实验钢均为 Al 的质量分数为1∙4％～ 1∙5％且 Si 的质量分数≤0∙1％的高 Al 冷轧 TRIP 钢2号钢在1号的成分基础上添加了0∙025％的微 合金元素 Nb．经过两相区保温加贝氏体区等温的 二段式热处理后两种钢得到的多相组织均具有典 型冷轧 TRIP 钢的显微组织特征．实验钢的多相组 织特征源于二段式热处理工艺在850℃的两相区 保温时冷轧板中的铁素体加珠光体原始组织发生 相变首先由珠光体向奥氏体转变在此温度等温 300s 后得到铁素体与奥氏体含量相当的两相组织 随后快冷到贝氏体温度区间保温时奥氏体发生贝 第10期 徐 锟等： 铌微合金化对高 Al 冷轧 TRIP 钢组织与力学性能的影响 ·1259·
,1260 北京科技大学学报 第31卷 900r 40r (a) (b) --1号钢 800F ,0…2号钢 36 700 edW/ 600 --1号钢C 32 薰 一·-1号钢C …0“2号钢0， 500 0-2号钢G 日m 0 28 400 -■ 300 24 360380400420440 460 60 380400420440 460 贝氏体等温温度℃ 贝氏体等温温度℃ 图5贝氏体转变区等温处理温度对两种实验钢的力学性能的影响。()抗拉强度、屈服强度随等温工艺变化：(b)伸长率随等温工艺变化 Fig.5 Effects of isothermal bainitic transformation temperature on (a)the tensile and yield strength and(b)total elongation of the two steels 氏体转变，贝氏体铁素体首先形核，由于钢中非碳化 期短，等温60s时残余奥氏体即达到峰值，进一步延 物元素A1的存在强烈抑制了碳化物的生成，随着贝 长等温时间，残余奥氏体含量逐渐降低 氏体铁素体的形核长大，局部的奥氏体中碳浓度升 含Nb的2号钢在二段式热处理工艺中的组织 高，使马氏体的开始转变温度(Ms)降低到室温以 演变与1号无Nb钢相似，所不同的是其显微组织 下，冷却后得到室温下稳定的残余奥氏体].贝氏 较1号钢更细（图3）·根据热力学计算结果，2号钢 体区等温时，残余奥氏体含量随等温时间的延长先 中Nb(C,N)的析出温度约为1180℃，即在高温锻 逐渐增加，随后，等温时间继续延长将使碳元素扩散 造和热轧过程中便有Nb的碳氨化物开始析出，与 均匀化和少量碳化物析出，室温下得到的残余奥氏 图6所示2号钢两相区(850℃)等温后淬火组织中 体含量反而降低，因此，图4(a)中1号钢在370℃和 观测到的大量弥散Nb的碳氨化物粒子的实验结果 400℃等温时残余奥氏体含量变化呈先增加后减少 也是一致的 的变化趋势；而等温温度较高(450℃)时，相变孕育 Drewes和Walker[1o]等的研究认为：在TRIP (a) (b) Nb(C.N) Nb(C.N) I um 图62号钢两相区等温淬火()和贝氏体区等温转变后(b)组织中的Nb(C,N)粒子 Fig.6 Nb(C.N)precipitate distributions in Steel 2 (a)quenched after annealing and (b)after isothermal bainitic treatment 钢中，钢中析出的Nb的碳化物或碳氨化物阻碍晶 局部的成分面扫描，测得其中固溶的Nb质量分数 粒长大，细化晶粒：而固溶状态的Nb元素可以降低 为(0.062士0.03)%，高于Nb的初始添加量，说明 奥氏体向马氏体的转变温度(Ms),并抑制贝氏体相 Nb在奥氏体中富集固溶；而图4所示的加Nb的2 变区间碳化物的生成，使残余奥氏体中碳浓度增 号钢在贝氏体区等温过程中得到的残余奥氏体含量 加山，提高残余奥氏体的稳定性.本文2号实验钢 和残余奥氏体中碳含量均高于1号钢的现象，应当 中微细碳氮化物粒子的存在，既可以细化两相区等 源于固溶状态的Nb的作用 温过程中形成的奥氏体晶粒，又可以在随后的过冷 图5曲线中1号钢在贝氏体区(370,400和 奥氏体的贝氏体转变中发挥钉扎作用，阻碍晶粒长 450℃)等温180s后，其抗拉强度随着等温温度的 大，很好地解释了图3中两种实验钢铁素体晶粒尺 升高而升高，屈服强度有所降低，且总伸长率表现为 寸的差别，利用场发射扫描电镜对残余奥氏体进行 先升高后降低的趋势，特别是在450℃等温时抗拉
图5 贝氏体转变区等温处理温度对两种实验钢的力学性能的影响．（a） 抗拉强度、屈服强度随等温工艺变化；（b） 伸长率随等温工艺变化 Fig．5 Effects of isothermal bainitic transformation temperature on （a） the tensile and yield strength and （b） total elongation of the two steels 氏体转变贝氏体铁素体首先形核由于钢中非碳化 物元素 Al 的存在强烈抑制了碳化物的生成随着贝 氏体铁素体的形核长大局部的奥氏体中碳浓度升 高使马氏体的开始转变温度（Ms）降低到室温以 下冷却后得到室温下稳定的残余奥氏体［9］．贝氏 体区等温时残余奥氏体含量随等温时间的延长先 逐渐增加随后等温时间继续延长将使碳元素扩散 均匀化和少量碳化物析出室温下得到的残余奥氏 体含量反而降低因此图4（a）中1号钢在370℃和 400℃等温时残余奥氏体含量变化呈先增加后减少 的变化趋势；而等温温度较高（450℃）时相变孕育 期短等温60s 时残余奥氏体即达到峰值进一步延 长等温时间残余奥氏体含量逐渐降低． 含 Nb 的2号钢在二段式热处理工艺中的组织 演变与1号无 Nb 钢相似所不同的是其显微组织 较1号钢更细（图3）．根据热力学计算结果2号钢 中 Nb（CN）的析出温度约为1180℃即在高温锻 造和热轧过程中便有 Nb 的碳氮化物开始析出与 图6所示2号钢两相区（850℃）等温后淬火组织中 观测到的大量弥散 Nb 的碳氮化物粒子的实验结果 也是一致的． Drewes 和 Walker ［10］ 等 的 研 究 认 为 ：在 TRIP 图6 2号钢两相区等温淬火（a）和贝氏体区等温转变后（b）组织中的 Nb（CN）粒子 Fig．6 Nb（CN） precipitate distributions in Steel2（a） quenched after annealing and （b） after isothermal bainitic treatment 钢中钢中析出的 Nb 的碳化物或碳氮化物阻碍晶 粒长大细化晶粒；而固溶状态的 Nb 元素可以降低 奥氏体向马氏体的转变温度（Ms）并抑制贝氏体相 变区间碳化物的生成使残余奥氏体中碳浓度增 加［11］提高残余奥氏体的稳定性．本文2号实验钢 中微细碳氮化物粒子的存在既可以细化两相区等 温过程中形成的奥氏体晶粒又可以在随后的过冷 奥氏体的贝氏体转变中发挥钉扎作用阻碍晶粒长 大很好地解释了图3中两种实验钢铁素体晶粒尺 寸的差别．利用场发射扫描电镜对残余奥氏体进行 局部的成分面扫描测得其中固溶的 Nb 质量分数 为（0∙062±0∙03）％高于 Nb 的初始添加量说明 Nb 在奥氏体中富集固溶；而图4所示的加 Nb 的2 号钢在贝氏体区等温过程中得到的残余奥氏体含量 和残余奥氏体中碳含量均高于1号钢的现象应当 源于固溶状态的 Nb 的作用． 图5曲线中1号钢在贝氏体区（370400和 450℃）等温180s 后其抗拉强度随着等温温度的 升高而升高屈服强度有所降低且总伸长率表现为 先升高后降低的趋势特别是在450℃等温时抗拉 ·1260· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第10期 徐锟等：铌微合金化对高A!冷轧TRP钢组织与力学性能的影响 ,1261 强度较高但总伸长率明显下降，其原因主要是在贝 用，使2号钢抗拉强度反而低于1号钢，但是，2号 氏体区较高温度等温时，由于碳的充分扩散或碳化 钢中的残余奥氏体量较1号钢多且稳定，在保证抗 物的析出而使奥氏体局部富碳能力降低2]，其稳定 拉强度高于650MPa的同时其伸长率高于27%.与 性降低，Ms点升高，因而等温后冷却容易生成马氏 其他等温温度相比，450℃等温得到的残余奥氏体 体，冷却后组织中较硬的马氏体相使该温度下材料 较少，伸长率相对较低，而在370℃和400℃等温后 的强度有所提高，但塑性降低， 的总伸长率可以高达35%. 与1号钢相比，含Nb的2号钢在不同贝氏体 综上所示，在高铝冷轧TRP钢中，虽然添加微 区温度(370,400和450℃)等温180s后的屈服强度 合金元素Nb(约为0.025%)并未起到强化作用，但 与1号钢相近，抗拉强度有所降低，而总伸长率则明 当贝氏体区保温温度为370~400℃时，含Nb高Al 显高于1号钢，且2号钢的强度随贝氏体等温温度 冷轧TRIP钢同样具有高强度、高塑性的配比，实 的变化较小.图7给出了两种实验钢在450℃等温 验结果表明：无Nb高Al冷轧TRIP钢的最佳贝氏 180s后的拉伸曲线.由图7可知，1号钢室温下的 体等温温度为400℃左右，而含Nb钢将最佳等温工 拉伸应力一应变曲线中屈服平台不明显，近似于连 艺范围扩大到370~400℃，且力学性能受温度影响 续屈服，并且塑性变形过程中强度随应变增加而迅 的波动很小，减小了工艺因素对性能的影响，降低了 速升高，具有较高的加工硬化率，屈强比(，/σ)较 工业化生产的难度，具有一定的应用价值 低，其力学行为表现出与铁素体一马氏体双相钢相 似的特征3].这是由于马氏体相变引入了大量可 4结论 动位错，使屈服现象消失，表现为连续屈服，同时较 (I)研究了无Nb和Nb微合金化的两种含铝 硬的马氏体相明显提高抗拉强度，但伸长率较低， 约1.5%的高A1冷轧TRIP钢，在两相区加贝氏体 Nb微合金化的2号钢的应力应变曲线与1号钢完 区等温的二段式热处理工艺后均得到了包括铁素 全不同，有明显的屈服平台存在，抗拉强度低于1号 体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体的多相组织，Nb 钢，但伸长率提高，低碳钢中的屈服现象主要是由 微合金化未改变高AI冷轧TRIP钢在热处理过程 铁素体中碳、氮间隙原子与位错的交互作用所造成 中的相变基本特征，但两相区退火时较多未溶的 的，两种实验钢屈服现象的不同可能是由于室温组 Nb(C,N)粒子阻碍铁素体晶界迁移，起到了细化晶 织中铁素体相与马氏体相含量的差别而引起的， 粒的作用 Sugimoto等的研究发现，在高Si冷轧TRIP钢中添 (2)在各贝氏体区温度等温后，两种实验钢中 加0.02%~0.11%的Nb,可以使先共析铁素体量 得到的残余奥氏体含量和碳含量随等温温度与时间 增加，同时由于Nb的添加起到明显的稳定奥氏 的变化趋势相似，但Nb的添加使含Nb钢中残余奥 体作用，降低了马氏体生成的可能性，铁素体中不含 氏体含量及碳含量均高于无Nb钢 有高密度位错，使其应力一应变曲线表现为不连续 (3)含Nb钢各贝氏体区温度保温300s后得到 屈服.与此同时，2号钢中先共析铁素体量的增加， 的抗拉强度均高于650MPa,伸长率高于27%，尤其 使室温组织中铁素体相总含量增加，这种较软的相 是在370℃和400℃等温后的伸长率高达35%.其 抵消了Nb(C,N)的析出强化与晶粒细化的强化作 最佳贝氏体等温温度范围由400℃扩大到370~ 900r 400℃，且力学性能随等温工艺的变化较小，在保证 800 高AI冷轧TRIP钢具有高强度、高塑性的同时降低 700 工艺因素对其性能的影响，具有一定的研究与应用 600 500 价值 400 参考文献 300 一1号钢850℃/300+450℃/180s 200 -2号钢850℃/3008+450℃/180： [1]Jacques P J.Transformation induced plasticity for high strength formable steels-Curr Opin Solid State Mater Sci.2004.8:259 100 0.05 0.100.150200.250.30 [2]Kliber J.Mased B.Zacek O,et al.Transformation induced plas- 工程应变 ticity (TRIP)effect used in forming of carbon CMnSi steel. Mater Sci Forum.2005.500/501:461 图7实验钢应力应变曲线 [3]Wasilkowska A.Tsipouridis P,Werner E A.et al.Microstruc Fig.7 Tensile stress"strain curves of the steels ture and tensile behaviour of cold-rolled TRIP-aided steels.J
强度较高但总伸长率明显下降．其原因主要是在贝 氏体区较高温度等温时由于碳的充分扩散或碳化 物的析出而使奥氏体局部富碳能力降低［12］其稳定 性降低Ms 点升高因而等温后冷却容易生成马氏 体冷却后组织中较硬的马氏体相使该温度下材料 的强度有所提高但塑性降低． 图7 实验钢应力－应变曲线 Fig．7 Tensile stress-strain curves of the steels 与1号钢相比含 Nb 的2号钢在不同贝氏体 区温度（370400和450℃）等温180s 后的屈服强度 与1号钢相近抗拉强度有所降低而总伸长率则明 显高于1号钢且2号钢的强度随贝氏体等温温度 的变化较小．图7给出了两种实验钢在450℃等温 180s 后的拉伸曲线．由图7可知1号钢室温下的 拉伸应力－应变曲线中屈服平台不明显近似于连 续屈服并且塑性变形过程中强度随应变增加而迅 速升高具有较高的加工硬化率屈强比（σb／σs）较 低其力学行为表现出与铁素体－马氏体双相钢相 似的特征［13］．这是由于马氏体相变引入了大量可 动位错使屈服现象消失表现为连续屈服同时较 硬的马氏体相明显提高抗拉强度但伸长率较低． Nb 微合金化的2号钢的应力－应变曲线与1号钢完 全不同有明显的屈服平台存在抗拉强度低于1号 钢但伸长率提高．低碳钢中的屈服现象主要是由 铁素体中碳、氮间隙原子与位错的交互作用所造成 的两种实验钢屈服现象的不同可能是由于室温组 织中铁素体相与马氏体相含量的差别而引起的． Sugimoto 等的研究发现在高 Si 冷轧 TRIP 钢中添 加0∙02％～0∙11％的 Nb可以使先共析铁素体量 增加［11］同时由于 Nb 的添加起到明显的稳定奥氏 体作用降低了马氏体生成的可能性铁素体中不含 有高密度位错使其应力－应变曲线表现为不连续 屈服．与此同时2号钢中先共析铁素体量的增加 使室温组织中铁素体相总含量增加这种较软的相 抵消了 Nb（CN）的析出强化与晶粒细化的强化作 用使2号钢抗拉强度反而低于1号钢．但是2号 钢中的残余奥氏体量较1号钢多且稳定在保证抗 拉强度高于650MPa 的同时其伸长率高于27％．与 其他等温温度相比450℃等温得到的残余奥氏体 较少伸长率相对较低而在370℃和400℃等温后 的总伸长率可以高达35％． 综上所示在高铝冷轧 TRIP 钢中虽然添加微 合金元素 Nb（约为0∙025％）并未起到强化作用但 当贝氏体区保温温度为370～400℃时含 Nb 高 Al 冷轧 TRIP 钢同样具有高强度、高塑性的配比．实 验结果表明：无 Nb 高 Al 冷轧 TRIP 钢的最佳贝氏 体等温温度为400℃左右而含 Nb 钢将最佳等温工 艺范围扩大到370～400℃且力学性能受温度影响 的波动很小减小了工艺因素对性能的影响降低了 工业化生产的难度具有一定的应用价值． 4 结论 （1） 研究了无 Nb 和 Nb 微合金化的两种含铝 约1∙5％的高 Al 冷轧 TRIP 钢在两相区加贝氏体 区等温的二段式热处理工艺后均得到了包括铁素 体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体的多相组织．Nb 微合金化未改变高 Al 冷轧 TRIP 钢在热处理过程 中的相变基本特征但两相区退火时较多未溶的 Nb（CN）粒子阻碍铁素体晶界迁移起到了细化晶 粒的作用． （2） 在各贝氏体区温度等温后两种实验钢中 得到的残余奥氏体含量和碳含量随等温温度与时间 的变化趋势相似但 Nb 的添加使含 Nb 钢中残余奥 氏体含量及碳含量均高于无 Nb 钢． （3） 含 Nb 钢各贝氏体区温度保温300s 后得到 的抗拉强度均高于650MPa伸长率高于27％尤其 是在370℃和400℃等温后的伸长率高达35％．其 最佳贝氏体等温温度范围由400℃扩大到370～ 400℃且力学性能随等温工艺的变化较小在保证 高 Al 冷轧 TRIP 钢具有高强度、高塑性的同时降低 工艺因素对其性能的影响具有一定的研究与应用 价值． 参 考 文 献 ［1］ Jacques P J．Transformation-induced plasticity for high strength formable steels．Curr Opin Solid State Mater Sci20048：259 ［2］ Kliber JMased BZacek Oet al．Transformation induced plasticity （TRIP ） effect used in forming of carbon CMnSi steel． Mater Sci Forum2005500／501：461 ［3］ Wasilkowska ATsipouridis PWerner E Aet al．Microstructure and tensile behaviour of cold-rolled TRIP-aided steels． J 第10期 徐 锟等： 铌微合金化对高 Al 冷轧 TRIP 钢组织与力学性能的影响 ·1261·
.1262, 北京科技大学学报 第31卷 Mater Process Technol,2004.157:633 0.6C-1.5Si-1.5Mn ultra high-strength TRIP-aided sheet steels [4]Tang Z Y,Ding H.Li L.Effects of Niobium content and heat with bainitic ferrite matrix.ISIJ Int.2004.44(9):1608 treatment technology on microstructure and mechanical properties [9]Jing C N.Liu Z X.Wang Z C.et al.Effects of intereritical an- of TRIP steels.Iron Steel.2006.41(11):58 nealing treatment on the phase transformation and mechanical (唐正友，丁桦，李龙，等.铌含量和热处理工艺对TRP钢组 properties of 0.15C-1.5Mn-1.5Al TRIP-aided cold-rolled steel 织和力学性能的影响，钢铁，2006,41(11)：58) sheets.JUniv Sci Technol Beijing.2008.30(6):610 [5]Sankaran S.Subramanya V S,Kaushik V,et al.Thermome- (绿财年，刘在学，王作成，等.临界区退火处理对0.15C chanical processing and characterisation of multi phase microstruc 1.5Mn-l.51冷轧TRP钢相变和力学性能的影响.北京科技 tures in a V-bearing medium carbon micro alloyed steel.Mater 大学学报，2008,30(6)：610) Process Technol.2003.139:642 [10]Drewes E J.Walker EF.Niobium bearing steels in the automo- [6]Zhu L Y.Zhang Q H.Liang Y H,et al.Microstructures and tive industry//Proceeding of the International Symposium Nio Stability of Retained Austenite of TRIP Steel Containing Nb. bium.Rimini,2001:873 Heat Treat Met.2007.32(5):43 [11]Sugimoto K,Muramatsu T,Hashimoto,et al.Formability of (祝丽叶，张清辉，梁亚红，等.含铌TRIP钢的显微组织和残 Nb bearing ultra high-strength TRIP-aided sheet steels./Mater 留奥氏体稳定性分析，金属热处理，2007,32(5)：43) Process Technol.2006,177(1/3):390 [7]Hanzaki A Z,Hodgson P D,Yue S.Hot deformation characteris- [12]Mahieu J,Maki J.De Cooman B C,et al.Phase transformation tics of Si-Mn TRIP steels with and without Nb microalloy addi- and mechanical properties of Si-free CMnAl transformation- tions.1SlJ1t,1995,35(3):324 induced plasticity-aided steel.Metall Mater Trans A.2002. [8]Kohichi S.Michitaka T.Tomohiko H.et al.Ductility of 0.1- 33(8).2573
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