（点击下载）——铌微合金化先进高强度TRIP和Q—P—T钢的研究.doc

汽车工业的快速发展伴随着节能和环保问题，在这种形势下人们开始广泛研究先进高强度钢，包括双相(DP)钢、相变诱发塑性(TRIP)钢、孪生诱发塑性(TWIP)钢、淬火分配(Q&P)和淬火—分配—回火(Q—P—T)钢。通过微合金化实现细晶和析出(沉淀)强化是进一步提高先进高强度钢强度的有效途径。本文将介绍通过铌微合金化获得高强度TRIP和Q—P—T钢的研究。

1 高强度TRIP钢的研发

传统的相变诱发塑性钢的强度范围为600—800MPa。为了降低汽车重量，提高安全性能，需要使用强度超过800MPa的高强度TRIP钢，如汽车加强筋和保险杠等。高强钢的高韧性可以通过细晶强化、析出强化和相变强化获得。因此，上述的强化机制可以用来设计新型的TRIP钢来满足高强度级别的需求。同时，提高钢的强度、塑性以及焊接性的最有效方法是加入微合金元素，如Ti、Nb、V、Mo等。关于在TRIP钢中加入Nb和Ti的报道已很多，但在冷轧TRIP钢中复合加入Nb／V和Nb／Mo的报道几乎没有。本研究目的就是利用细晶强化和析出强化来开发800—1000MPa级别的冷轧TRIP钢，并对微合金强化的机理进行分析。

1．1成分和工艺

Nb，Nb／v，Nb／Mo以及参考TRIP钢(R—TRIP)的化学成分如表1所示。R—TRIP钢板和其他三种TRIP钢板分别被加热到1200℃和1250℃保温1h，热轧到3mm厚的薄板，终轧温度为860℃，随后空冷至室温并冷轧到1mm厚的薄板。TRIP钢的工艺为：在800℃保温70s进行两相区退火，随后以10℃／s的速度缓慢冷却到690℃，再快冷到400℃，保温4min，最后水淬至室温。

1．2合金元素对显微组织的影响

扫描电镜照片清楚地显示了不同组织的典型形貌，包括多边形铁素体、铁素体晶内和晶界上的碳化物、贝氏体以及残余奥氏体。微合金TRIP钢和R—TRIP钢的重要区别在于，前者组织中有碳化物的析出。透射电镜照片显示了在Nb／V TRIP钢中两种不同尺度的碳化物，即颗粒平均尺寸为(40±10)nm的多边形状碳化物和平均尺度为(5±2)nm的球状碳化物。利用选区电子衍射证实它们为fcc结构的NbC或(Nb，V)C颗粒，并确定它们与铁素体基体之间的取向关系。透射电镜暗场像也显示出大量fcc结构的(Nb，Mo)C颗粒不均匀分布于铁素体中的位错处，颗粒平均尺寸为5±2nm。由衍射花样确定了它们与铁素体基体之间存在着取向关系，这种取向关系和NbC或(Nb，V)C与铁素体基体之间的取向不同。

研究用钢的力学性能归纳于表2中。从表2中可以明显看到，含铌TRIP钢的屈服强度和抗拉强度均要高于R—TRIP钢。Nb钢、Nb／V钢、Nb／Mo钢的抗拉强度分别达到了863MPa、950MPa和1010MPa。而Nb／V钢、Nb／Mo钢的延伸率要低于Nb钢或者R—TRIP钢。从表2中还可以看到，R—TRIP钢中的奥氏体含量(f_Ar)及奥氏体中的碳含量(C_Ar)分别为12％和1．13％，对应于最高的延伸率30％。尽管Nb、Nb／V和Nb／Mo钢中的残余奥氏体含量低于R—TRIP钢，但其奥氏体中的含碳量仍相对较高，接近1％。因此残余奥氏体将通过TRIP效应对钢的延伸率贡献约8％。

由表2可见，含铌钢的屈服强度和抗拉强度均高于不含铌钢。尽管Nb钢的碳含量低于R—TRIP钢，但其屈服强度和抗拉强度分别高于R—TRIP钢76MPa和82MPa，表明Nb的加入能显著提高TRIP钢的强度。

Nb的加入能提高钢强度的主要原因在于铁素体晶粒的细化，而NbC的析出强化作用较弱，因为NbC颗粒主要析出于高温阶段，颗粒尺寸较大。因此可以认为，在Nb／V、Nb／Mo钢中铁素体晶粒细化也对提高钢的强度起到重要贡献。此外，对于Nb／V钢，(Nb，V)C颗粒析出强化作用对提高钢的强度也起到重要作用，尤其是分布于铁素体基体中细小弥散的(Nb，V)C进一步提高了钢的屈服和抗拉强度(相比于Nb TRIP钢)。对于Nb／Mo钢，其屈服和抗拉强度比Nb TRIP钢分别提高了41MPa和147MPa，不仅是因为铁素体基体中弥散分布的(Nb，Mo)C颗粒的析出强化，而且由于组织中贝氏体的含量增加，铁素体的含量降低所致(相变强化)。

Mo的加入能增加贝氏体含量的原因主要在于以下三个方面。

1) Mo的加入能降低50％奥氏体和50％铁素体的平衡温度(T50)(对于Nb钢，T50=795℃；对于Nb／Mo钢，T50=784℃)，实际的两相区等温温度为800℃，高于Nb／Mo钢的T50温度，导致奥氏体含量增多；

2) 从800℃缓冷到690℃的过程中，Mo可以抑制铁素体形成约6％；

3) Mo的加入有利于贝氏体的转变。上述的结果表明，铁素体晶粒的细化能显著提高TRIP钢的屈服强度，而碳化物的析出强化能明显提高钢的抗拉强度，这与合金的设计原则相符合。

总之，基于合金强化的一般原则及细晶强化、析出强化和相变强化，通过在传统TRIP钢中加入微合金元素Nb、Nb／V、Nb／Mo，设计了三种高强度级别的微合金TRIP钢。它们的抗拉强度可分别达到860MPa、950MPa和1010MPa。

2 Q—P—T钢的研发

2．1设计思路

2003年Speer等提出了淬火分配(Q&P)新工艺。Q&P处理的基本思想如下。

1) 根据Q&P钢性能的要求，通过在马氏体开始转变温度(Ms)和结束温度(Mf)之间选择合适的淬火温度(通常高于室温)来获得所需要的残余奥氏体和马氏体的含量；

2) 通过加入Si或Al来抑制在分配过程中碳化物的形成，获得在室温下稳定存在的富碳残余奥氏体。

由于上述第二点中强调了抑止碳化物的形成，故Q&P工艺隐含了一点不足：即排除了析出强化的可能性，因此其强度潜力未能被完全挖掘出来。本研究提出了淬火—分配—回火(Q—P—T)工艺，该工艺强调了微合金化元素在Q&P过程中析出强化的应用。其具体的方法描述如下：在Q&P钢中加入稳定碳化物形成元素或晶粒细化元素；适当提高碳含量以补偿在马氏体基体中碳化物形成对碳的消耗。因此，本文尝试运用这种新的方法使碳含量低于0．5％的Q—P—T钢拥有超高的强度和较好的延伸率。

2．2成分和处理工艺

根据上述描述的设计思想，钢中的碳含量低于0．5％；Si的加入用于抑制渗碳体的形成；Mn和Ni稳定奥氏体以及降低Ms温度；Nb不仅能有效细化原奥氏体晶粒，而且能导致稳定碳化物的形成，这将会引起细晶强化和析出强化。研究用钢的成分测定为Fe—0．485C—1．195Mn—1．185Si—0．08Ni—0．21Nb。冷轧态钢的Q—P—T处理工艺为：在850℃奥氏体化保温300s，随后淬火至95℃的水中10s，再在400℃盐浴中分别等温回火10s，30s，60s，300s，900s，1800s，最后水淬至室温。

2．3性能和显微组织

不同回火时间的Q—P—T钢拉伸性能显示，钢的抗拉强度随着回火时间的增加至10s先上升，超过10s后随之下降。抗拉强度在回火时间为10s时达到峰值约2160MPa。延伸率在回火时间增加至60s时随之增加并迅速上升，在60—300s时缓慢增加，超过300s后随之下降。不同回火时间后，样品的XRD衍射谱表明，经回火时间为接近0(淬火态)、10s、30s、60s、300s后，样品中的残余奥氏体含量分别为4．1％、6．4％、5．2％、4．3％和4．0％。而在回火时间为900s和1800s的样品中，未能检测到残余奥氏体的衍射峰，说明其含量非常低。

根据前面描述的Q—P—T钢性能随回火时间的变化，选择了三个典型回火时间点(淬火态，10s，1800s)的试样用来分析其显微组织。

透射电镜照片表明，Q—P—T处理的显微组织是由几十纳米的马氏体板条和分布于马氏体条间的薄膜状残余奥氏体组成。因此，这种Q—P—T钢是一种纳米板条马氏体钢，它不同于纳米贝氏体钢，其组织是由几十纳米宽的贝氏体板条和几微米宽的奥氏体组成。利用选区电子衍射证实，马氏体基体和残余奥氏体之间的取向关系为K—S关系和N—W关系。在淬火态的样品中观察不到马氏体基体中碳化物的析出，而在400℃回火10s的样品中可以看到大量细小的碳化物弥散分布在马氏体基体中。在Q—P—T钢中存在两种尺寸的NbC颗粒。相对较粗的颗粒(平均尺寸约20nm)可能在热轧或奥氏体化过程中析出，而细小的碳化物颗粒(平均尺寸约5nm)主要在回火过程中从马氏体基体中析出，因为碳在马氏体中的溶解度远小于奥氏体。这种析出方式类似于微合金化的TRIP钢中碳化物的析出。同样地，在400℃回火1800s的样品中，大量的碳化物均匀分布在马氏体基体中，但碳化物已经长大成约35±10nm，并呈现多边形状。此外，利用透射电镜的能谱仪半定量地测定了碳化物的化学成分。结果证实上述两类碳化物均为含铌合金碳化物。

综上，基于Q&P热处理工艺，发展了一种新型的热处理工艺，命名为Q—P—T工艺。利用该工艺获得了碳含量低于0．5％、强度超过2000MPa、延伸率高于10％的超强纳米板条马氏体钢。这种Q—P—T钢已被国际上认可为一种新型先进高强钢。