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关键词：双相钢，TRIP钢，残余奥氏体，贝氏体相变，晶粒细化，Nb微合金化，拉伸强度乘均匀延伸。
引言
石油能源的压力和汽车运行安全性的需求使汽车用高强度钢板的用量稳步增加。高强度钢与其它材料，诸如轻金属铝、镁和塑料等相比除具有减重作用外，还具有与普通碳素钢相似的生产工艺等优势。因此，使用高强度钢板可使汽车减重，综合制造成本几乎不变，这种优势是其它材料难以实现的。
目前已开发了大量的高强度钢板和钢带并广泛应用于不同强度和成形性需求的汽车部件。例如对深冲性能有严格要求的部件可使用具有优异成形性能的高强IF钢和低碳含P钢或烘烤硬化钢板。钢的强度可以达到400MPa级水平。如果深冲性能要求不是很高，钢板的r值为1左右便可满足要求，那么还可以使用更高强度级别的钢板。目前，人们广泛使用微合金化钢板和钢带，双相组织钢是普遍使用的重要品种之一，几种钢的典型性能特征见图1。对相同抗拉强度的钢来说，双相钢具有更高的延性，但是，对于相同的屈服强度的钢来说，这样的优势便消失了[1]。 （图片） 双相钢
特征
双相钢的组织特征是第二相组织（通常体积分数为5-30%的马氏体）在铁素体基体中均匀分布。双相组织特征对钢的应力-应变曲线有显著的影响。马氏体相变导致软相铁素体中产生大量可动位错，软相铁素体塑性流变开动使双相钢的屈服强度较低。另外，铁素体相内产生的内部拉应力较小，使双相钢屈服强度的增量也较小，而此时硬相却一直处于弹性变形状态。
根据两相混合物定律，双相钢在高应力状态下具有良好的加工硬化性能。应变在两相中的分布是不同的。在软相中的应变和在硬相中的应力分别高于平均应力、应变值，见图2。（图片） 对于细化的双相组织钢（更细的铁素体晶粒和更细小的马氏体岛）来说，如图3所示[2]，它的强度和塑性均可被改善。 （图片） 对显微组织进一步详尽分析表明，一些双相钢中含有一定数量的残余奥氏体[3]。
商用双相钢
双相钢于二十世纪70年代开始在美国商业化应用。那时的双相钢以V微合金化的贫珠光体带钢为基础，采用临界区退火工艺生产[4]。该钢的抗拉强度可达到650MPa，但其屈服强度仅为350MPa，总延伸率可达到27%以上，它的主要用途是生产汽车保险杠，同时也可应用于汽车车轮等构件。 为免除钢带进行临界热处理的首要合金化概念是应在钢中填加Mn、Si、Cr和Mo[5]。然而，填加大量的合金化元素使这种钢的成本较高，目前，几种不同级别的不含Mo的双相钢已被开发[6]。这类钢的主要用途是应用于车轮制造，典型钢的强度级别为抗拉强度大于550MPa。该钢生产的主要工艺特点是于Ms点以下低温卷取[7]。
研究发现，在双相钢的铁素体和马氏体晶界有较强的应力集中存在，如果组织中含有一定数量的贝氏体可使应力集中得到缓解[8]。生产这样的复相组织钢从技术性到经济性与双相钢相比均有优势，因为生产双相钢带必须采用较低的卷取温度，而生产复相组织钢对卷取温度没有如此苛刻的要求。目前，日本在进行这方面的研究开发工作，一些研究总结见图4[9 10]。（图片） 在图4所列四种类型钢中，卷取温度对机械性能的影响是十分相似的。采用常规的大约650℃卷取温度卷取，钢的第二相组织通常为珠光体，这种钢的抗拉强度相对最低。具有典型双相组织的第二相为马氏体的钢其抗拉强度最高，同时该钢仍具有较好的延性。采用大约450℃中等温度进行卷取可获得铁素体+马氏体+贝氏体复相组织，该钢具有最好的延性和适中的强度水平。
在这些钢中填加微合金元素Nb可使组织细化，从而使材料的强度和延性得到进一步改善。Nb微合金钢具有较高的TS*λ值，并且该值可超过计算值60,000N/mm2*%。一种已被广泛应用于汽车制造，特别是轿车车轮制造的复相组织钢的抗拉强度可达到600MPa以上，该钢的化学成分如下[9]： 0.08%C，1.40%Mn和0.035%Nb
近年来，连续退火工艺在冷轧钢板生产中得到广泛应用，连续退火设备十分适合于采用临界区退火工艺生产双相钢板。为保证获得较细的组织可以在这些钢中填加微合金元素Nb。该钢的典型化学成分如下[11]： 0.12%C,0.40%Si,1.50%Mn,0.02%Nb
这种钢已成功地应用于轿车周边保险杠制造，铁素体+马氏体双相钢板经临界退火和水淬后的屈服强度大约为550MPa，然而，该钢具有良好的加工硬化性能，同时，该钢在正常的烤漆工艺条件下具有烘烤硬化特性，从而可使钢板的屈服强度达到800MPa的水平。
TRIP效应
面心立方奥氏体向体心立方铁素体转变将使钢发生膨胀现象。对高合金钢来说，奥氏体相即使在较低的温度下仍然是稳定的。研究发现，对奥氏体钢在室温下变形可使奥氏体逐步转变为马氏体，从而使钢的延伸率值增加[12]。这种相变诱导塑性（TRIP）机制已在紧固件、外科手术针、高强钢丝和其它等领域中得到广泛的商业化应用。
TRIP钢的优异性能特征对冷成形加工构件具有很强的吸引力。既然TRIP钢优异的延性来源于变形时马氏体相变，那么，残余奥氏体的数量和它在塑性变形时的稳定性便是影响钢的冷成形性的主要因素。为此，该钢在室温时应含有大量的、稳定的奥氏体。而在室温获得大量、稳定的奥氏体的最廉价的方法是增加钢中的C含量。然而，材料的其它性能，诸如焊接等性能将限制C含量的增加，因而，采用合理的技术和工艺手段使C在钢中局部富集是十分重要的。例如，对冷轧钢板可采用两段退火处理；对热轧钢板可采用特殊的轧后控制冷却便可达到这一目标。
第一次奥氏体富碳发生在α+γ两相区保温过程中，该工艺的目的是获得大约50%奥氏体。随后便可发生第二次奥氏体富碳过程，它主要发生在贝氏体区奥氏体等温转变过程中。带有过时效段的连续退火生产线和热连轧缓冷卷取生产线均可满足这样这样的两阶段热处理工艺的要求。
Si和其他相类似的元素具有稳定铁素体的作用，因而，钢中的Si有利于临界退火后奥氏体的二次碳富集。这类元素不仅有利于促进从临界退火温度冷却过程中先共析铁素体的形成，而且还可以延迟贝氏体相变过程中碜碳体沉淀，由此促使C向残余奥氏体相中扩散。
考虑到钢板的焊接性，钢的C含量应限定在0.2%以内。图5[13]总结了在0.2%C含量的TRIP钢中Si、Mn等主要合金元素对性能的影响。除图5所示的影响之外，两种元素均可通过固溶强化来提高钢板的抗拉强度，Mn可降低钢的相变温度而促进更多的残余奥氏体形成，Si可通过促进C向奥氏体岛中扩散、富集，富集量甚至可高达1.7%，从而提高奥氏体的稳定性。（图片） 实验方法 运用Nb在双相钢中作用知识的了解，工作的主要目标是实验研究和探索Nb对TRIP钢相变行为、显微组织和机械性能的影响机制。
基于典型TRIP钢的化学成分——0.17%C-1.4%Mn-1.5%Si，在实验室分别冶炼了不同Nb含量的低硫钢三炉。实验钢的Nb含量分别为：0%、0.02%和0.04%。试验钢被热轧至2mm，然后再冷轧60%至0.8mm，大部分实验研究选用0.8mm冷轧料。
图6热膨胀分析结果表明，Nb对试验钢的相变温度Ac1、Ac3的影响较小。那么，对所有的试验钢在热处理的第一步可采用相同的热处理温度。该处理工艺的主要目的是在临界温度区内形成各自50%的铁素体和奥氏体组织。（图片） 退火处理在两个盐浴炉中进行，热处理工艺曲线见图7。两相区退火工艺制度为：退火温度780℃，保持时间180s，冷却速度25℃/s。该冷速足可以抑制冷却时珠光体相变发生。在第二个盐浴炉中主要考察在几种工艺条件下贝氏体的相变情况，设定的主要工艺变化为：盐浴温度350-450℃；保持时间100-600s。
采用光学显微镜分析钢的显微组织。试样采用特殊的腐蚀液腐蚀，腐蚀液成分为5%HNO3+10%亚硫酸钠水溶液。该溶液腐蚀后可以使铁素体呈灰色、马氏体和贝氏体呈黑色；奥氏体呈白色，从而有利于钢的显微组织分析。采用磁性法，通过比较试验钢与无奥氏体试样的磁饱和强度差异来定量测定钢中的奥氏体体积分数。
采用未平整轧制的试样通过拉伸实验和成形极限图测量研究试验钢的机械性能。
实验结果
显微组织
图8是两种不同Nb含量的TRIP钢在相同的热处理工艺条件下的显微组织分析结果，热处理工艺为：第二段退火温度400℃，退火时间300s。在两种钢中奥氏体小岛均分布于贝氏体晶界处，其尺寸为1-1.5微米。从图8可以明显看到，含Nb钢的晶粒尺寸比无Nb钢细。这种现象可通过热处理后Nb在钢中的存在状态解释。图9是钢中Nb的化学相分析结果，它表明大部分Nb以碳化物沉淀形式存在，只有极少量的、大约0.006%的Nb被测定为“化学可溶物”，该部分指处于固溶状态的Nb和主要存在于铁素体中的颗粒尺寸小于50nm的碳化铌。（图片） （图片） 沉淀Nb可抑制热处理加热时晶粒长大，而且沉淀物越多、沉淀颗粒尺寸越小效果愈加明显。因此，像我们所了解的正火处理钢一样[14]，Nb含量越高，铁素体晶粒尺寸越细也是十分正常的。图10示出Nb对铁素体晶粒尺寸的影响，TRIP钢的晶粒尺寸要小于正火钢的晶粒尺寸，是因为实验钢中临界退火温度较低，仅为780℃；而正火钢的正火温度较高，达到了900℃。（图片）
图10 不同Nb含量钢的铁素体晶粒尺寸 Nb除有晶粒细化效果外，还发现在高Nb钢中残余奥氏体的数量也较多。图11指出磁性法测定的残余奥氏体体积分数与贝氏体相变条件之间的关系，发现最多的残余奥氏体量发生在相变温度大约400℃，保温时间350s这样的热处理条件下。添加Nb不仅使残余奥氏体体积分数增加，同时，也使产生大量残余奥氏体的相变条件更加广泛。早期的出版物已对上述规律进行了描述，同时，对贝氏体相变动力学也进行了探讨。很明显，残余奥氏体数量随贝氏体相变进程而增加，然而，随保温时间延长，发现残余奥氏体数量反而降低，主要原因可能是渗碳体析出所致。（图片）
图11 三种Nb含量钢在不同等温贝氏体相变条件下所获得的残余奥氏体的百分数量
(基本成分：0.17%C +1.4%Mn + 1.5%Si) 图12是在最低相变温度（350℃）处理条件下试验钢的膨胀曲线，发现钢中加Nb对相变行为有两种影响。（图片）
图12 贝氏体相变动力学 首先，贝氏体相变动力学被延迟。可能是临界退火后只有少量的Nb（大约0.006%）处于固溶状态的结果。
其次，在相同的贝氏体相变温度条件下，奥氏体向铁素体的转变量更低。这种现象甚至也发生在残余奥氏体量相同的情况下，它表明与无Nb钢相比，参与相变的奥氏体数量更少。在临界退火处理冷却过程中含Nb钢较细的晶粒组织很可能导致铁素体相形成，它可导致在残余奥氏体晶界C的进一步富集，并最终导致在此位置残余奥氏体体积分数增加。这个模型还需要进一步的基础研究来证实。
机械性能
图13是在不同贝氏体相变热处理条件下试验钢的抗拉强度与均匀延伸乘积的变化情况。在这里，延伸率采用的是均匀延伸，因为它可以更好地反映含残余奥氏体钢的成形性能。在分析这些实验结果时也用了图11残余奥氏体的测量结果。（图片）
图13 三种Nb含量试验钢在不同贝氏体相变条件下抗拉强度与 均匀延伸乘积值变化情况
(基本成分：0.17%C +1.4%Mn + 1.5%Si) 在较低的相变温度和相对较短的相变时间情况下，TRIP钢典型的力学性能特征很难出现，此时材料出现不连续屈服和屈强比大于0.6等现象。这些钢只反映出双相钢的特点。加Nb可以促进TRIP效应，随Nb含量增加，获得TRIP特征和良好的强度与延性结合的工艺条件范围明显加宽。但是，即使在无Nb的情况下也可以获得优良的性能。机械性能最佳配合未必与钢中最高的残余奥氏体量紧密相关，但最佳的性能出现在接近获得最高残余奥氏体量的相变工艺条件下。
通过比较几种钢在最佳热处理条件的机械性能（见图14）可以看到，加Nb可使钢的强度增高，每加0.01%的Nb可使强度增加15MPa左右，但均匀延伸略微减小。强度的增加是因为增加Nb使晶粒细化，象其它低合金高强度钢一样符合Hall-Petch公式的d-1/2定律，与早期的报导结果一致。（图片）
图14 不同Nb含量TRIP钢的典型机械性能（热处理后Rm*Au>22，000Mpa*%） 均匀延伸与残余奥氏体体积分数之间的关系已在早期研究报告中进行过报导[15]，本文也进行了这方面的研究，见图15。结果表明，少量的残余奥氏体量不足以产生高均匀延伸
的TRIP效应。另外，Nb含量越高，获得同样的均匀延伸所需要的残余奥氏体体积分数也越高。所幸的是，Nb微合金化可有效促使残余奥氏体量增加。
两种事实表明，最大体积分数的残余奥氏体的稳定性不是最佳：
首先，含Nb钢中较高体积分数的残余奥氏体在较高的强度的最高点上并未产生较高的均匀延伸性能，它似乎表明较高的屈服强度可能使残余奥氏体的稳定性降低。
其次，在每种钢中最大残余奥氏体量并未产生最大的均匀延伸值。（图片） 残余奥氏体在室温下的不稳定性可通过在稍高温度进行成形加工来克服。图16是TRIP钢在室温和50℃时的机械性能和成形极限图分析结果。在挤压过程中模具实际温度条件下，残余奥氏体的稳定性提高，使材料的冷成形性显著提高。对更高合金含量（0.2%C-2.0%Si-2.0%Mn）的TRIP钢的基本研究表明，这种钢的最大均匀延伸值出现在150℃[16]。
值得注意的是，加Nb可提高钢的强度，但对钢的流变曲线的形状影响很小（见图17）。图17似乎表明，随微合金化Nb的增加，钢的加工硬化能力略有提高。（图片） 总结和结论
通过实验室研究察了Nb微合金化对工艺条件、显微组织和机械性能的影响。
1. 临界退火后，大部分Nb以Nb的碳氮化物沉淀析出形式存在，它可通过粒子钉扎作用使钢的组织细化。正如Hall-Petch公式表述的一样，加Nb可通过铁素体晶粒细化来提高钢的强度。每增加0.01%的Nb可使强度提高15MPa。
2. Nb微合金化可促使残余奥氏体数量提高并使热处理工艺途径增加，其原因还有待进一步研究。
3. 在Nb微合金化TRIP钢中获得的较高体积分数的残余奥氏体并未导致较高的均匀延伸性能，它似乎表明最大体积分数的残余奥氏体的稳定性可能被降低，对每一种钢都可能存在一个最佳的残余奥氏体体积分数值。在略高温度条件下，因为残余奥氏体稳定性提高，从而使钢的成形性得到改善，这一点具有较大的现实意义。
4. Nb对Ac1和Ac3温度的影响较小，因此在临界热处理时不必改变热处理温度参数
5. 为获得强度和成形性能的最佳配合，最佳退火工艺为：贝氏体相变温度范围400-425℃；保温时间200s。获得最大体积分数残余奥氏体一般需要保温350s左右。
6. 在贝氏体区的等温处理，温度太低或保温时间太短都不足以产生TRIP钢特有的性能配合，对无Nb钢更是如此。
参考文献（略）
3/14/2005
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