釩微合金化在改進(jìn)冷軋相變感應(yīng)塑性鋼(TRIP 鋼) 中的應(yīng)用

1、釩微合金化在改進(jìn)冷軋相變感應(yīng)塑性鋼(TRIP鋼)中的應(yīng)用C.Scott, F.Perrard, P.Barges(汽車研究中心)摘要：扁材碳鋼生產(chǎn)廠目前正在開(kāi)發(fā)新型產(chǎn)品TRIP（相變感應(yīng)塑性鋼）鋼來(lái)回應(yīng)汽車領(lǐng)域?qū)囕v減重和加強(qiáng)安全性能方面的強(qiáng)烈要求1。該試制品種與傳統(tǒng)產(chǎn)品相比在強(qiáng)度和延性之間具有良好的折中性，因此生產(chǎn)的帶鋼產(chǎn)品更輕、更薄，而且性能相等。TRIP鋼優(yōu)良的機(jī)械性能來(lái)源于塑性變形過(guò)程中，亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體漸進(jìn)相變?yōu)轳R氏體時(shí)產(chǎn)生的高應(yīng)變硬化系數(shù)。本文將論述使用釩微合金化后在冷帶鋼性能方面取得的進(jìn)步。通過(guò)選擇一種適當(dāng)成分和熱機(jī)械工藝方法，在連續(xù)退火過(guò)程中，釩大量添加后可以在鐵素體中析出，從

2、而大大增加強(qiáng)化作用。強(qiáng)度增加而延展性沒(méi)有大的損失是因?yàn)殁C的出現(xiàn)除了對(duì)晶粒細(xì)化具有有益影響外，并不對(duì)改善TRIP鋼原來(lái)微觀組織有大的影響。1緒論TRIP鋼超凡的機(jī)械性能來(lái)自它的多相組織：柔和的鐵素體基體而帶有很強(qiáng)的貝氏體相以及適當(dāng)比例的殘余奧氏體。殘余奧氏體的穩(wěn)定是在熱軋TRIP鋼的卷取過(guò)程中或者是在冷軋TRIP鋼的過(guò)時(shí)效過(guò)程中。該相極為重要因?yàn)閵W氏體的穩(wěn)定性決定最終的機(jī)械性能。室溫下決定奧氏體穩(wěn)定性的主要參數(shù)是碳含量（0.5%1.8%）和奧氏體的島尺寸以及表面形態(tài)2,3。最大拉伸強(qiáng)度800 MPa的商用TRIP鋼一般來(lái)講其基礎(chǔ)是碳錳硅鋼，典型成分為Fe-0.2C-1.5Mn-1.5Si。最近，

3、使用Al 和P的低Si TRIP鋼已經(jīng)開(kāi)發(fā)出來(lái)了，主要目的是減少遭遇高Si成分時(shí)遇到的鍍層問(wèn)題4。然而，Al基TRIP鋼顯示出拉伸性能有所降低，因?yàn)锳l不具有和Si一樣的固溶體強(qiáng)化效果。汽車領(lǐng)域所要求的最高強(qiáng)度TRIP品種（1 000 MPa1 200 MPa）可以通過(guò)提高約4的碳濃度來(lái)達(dá)到，但是這些高碳情況會(huì)引起嚴(yán)重的焊接問(wèn)題并且尤其在寬格式中可能會(huì)出現(xiàn)熱軋問(wèn)題。通過(guò)微合金化添加劑（Ti,Nb,V）析出強(qiáng)化不失為一種令人感興趣的辦法，既提高了碳濃度并且焊接性能和熱軋參數(shù)不會(huì)下降。1.1微合金化成分的定義數(shù)項(xiàng)研究發(fā)現(xiàn)，加入Nb和或Ti的微合金化TRIP鋼機(jī)械性能良好，但堅(jiān)固性極差2,47，10

4、。但是，極少研究發(fā)現(xiàn)添加釩后有這種情況8，9。對(duì)于冷軋和退火TRIP鋼來(lái)講，理想的微合金元素應(yīng)具有以下性能：（1）坯子中形成的大塊析出物在加熱過(guò)程中能再溶。（2）熱軋過(guò)程中硬度無(wú)明顯增加，熱延展性無(wú)減少。（3）精整和卷取過(guò)程中無(wú)析出（有助于冷軋）。（4）連續(xù)退火過(guò)程中析出密集。（5）析出應(yīng)盡可能僅在鐵素體相時(shí)發(fā)生。（6）析出應(yīng)是晶粒內(nèi)的。（7）析出數(shù)值密度應(yīng)越高越好。（8）析出不應(yīng)降低殘余奧氏體的穩(wěn)定性或者它的容積比。1，2，3和5點(diǎn)要求析出樣本在奧氏體中應(yīng)高度溶解。4，6，和7點(diǎn)要求最大析出驅(qū)動(dòng)力以產(chǎn)生高的顆粒核化密度。第6點(diǎn)，如果析出是在變形基體中發(fā)生，即在冷軋后退火過(guò)程中，晶粒內(nèi)析出占主

5、導(dǎo)。最后第8點(diǎn)，相比純碳化物似乎更益于氮化物或碳氮化物的析出，這更易于降低含碳量來(lái)穩(wěn)定貝氏體轉(zhuǎn)換過(guò)程中的殘余奧氏體。將以上全部指標(biāo)綜合考慮，能最好滿足這些限制條件的微合金成分就只有是釩。1.2釩的析出奧氏體中微合金碳化物和氮化物的平衡溶解度產(chǎn)品表明VN這種氮化物在奧氏體中溶解度最高，而VC在奧氏體和鐵素體中的溶解度更高11。為加強(qiáng)TRIP鋼的析出，僅在鐵素體中形成的析出才是最有效的。因此我們的目標(biāo)是保持熱卷里的溶解V并在冷軋后連續(xù)退火過(guò)程中析出。由于現(xiàn)有工業(yè)用連續(xù)退火線的保持時(shí)間短（200 s，我們需要添加一定量的氮來(lái)加快核化過(guò)程，但不要過(guò)量，這時(shí)熱卷中VN析出已很明顯。Lagneborg等1

6、2計(jì)算出VC和VN析出的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，來(lái)作用于碳濃度0.1的鋼中釩和氮的含量（0.06V0.15，0.005N0.015。他們發(fā)現(xiàn)增加氮濃度對(duì)于提高鐵素體中析出驅(qū)動(dòng)力是很重要的因素。這種說(shuō)法與Ballinger 和Honeycombe13一致。2實(shí)驗(yàn)和模型綜上所述，釩合金化與2.1段界定的指標(biāo)的潛在兼容性是很明顯的。以下章節(jié)將探討為了判定釩析出對(duì)TRIP冶金和機(jī)械性能的影響而進(jìn)行的實(shí)驗(yàn)室模擬和模型。在平衡圖中，一些釩在奧氏體中尤其是有氮存在時(shí)析出，然而在奧氏體中V(C,N)形成的動(dòng)力慢，如果在TRIP冶金中施加快速冷卻和低卷取溫度的話，大部分釩能很容易地保持在溶液中。2.1實(shí)驗(yàn)爐次表1表示三個(gè)1

7、5kg實(shí)驗(yàn)爐次的成分。濃度單位wt。爐次A為標(biāo)準(zhǔn)TRIP800成分，而爐次B和C 的V和N濃度有所增加。就VN析出而言，所有這些品種在V方面都是經(jīng)過(guò)化學(xué)計(jì)量的（系數(shù)在2.5和5之間）。2.2平衡圖下析出比的計(jì)算可以計(jì)算出在奧氏體中的平衡圖下應(yīng)析出的V,C和N的容積比。圖1表示使用Arcelor CEQSCI表實(shí)驗(yàn)爐咨的成分2 5002 0001 5001 00050006005004003002001000NT/500 600 700 800 900 1000 1100 1200V106C106，N106C PrecipitatedV Precipitated圖1使用CEQSCI軟件對(duì)試驗(yàn)爐次

8、C的V（C，N）析出的相平衡計(jì)算結(jié)果。軟件15計(jì)算出的爐次C的V（C，N）析出平衡圖。用于奧氏體VC和VN的溶解度產(chǎn)品出自文章11（濃度wt）:VN():log10Ks=7840/T+3.02VC():log10Ks=9500/T+6.72可以看出釩析出啟始溫度是1 180 。超過(guò)1 100 析出主要是純氮化物。低于該溫度，析出中碳含量增加直到約920 幾乎所有氮析出完畢。低于920 碳要么作為純VC析出，要么增加在預(yù)存在的V（C，N）中的碳含量。在平衡圖下，釩在700 時(shí)完全析出。這一計(jì)算表明所有存在的氮和大多數(shù)的釩在奧氏體區(qū)，即熱軋過(guò)程中進(jìn)行析出。這絕不是理想的析出強(qiáng)化情況。但是，這些平衡

9、計(jì)算沒(méi)有把動(dòng)力影響考慮進(jìn)去。2.3熱軋模擬選定熱軋參數(shù)來(lái)最小化熱軋帶鋼中的V析出，一是為冷軋，再有為最大化冷軋帶鋼中強(qiáng)化潛能。氬氣氛中1 200 時(shí)加熱15 min。約20 mm減少到最終厚度4 mm。最終軋制溫度大于Ar3(900)。要么水淬至環(huán)境溫度，要么快速水冷至卷取溫度（540）。540卷取后，在所有情形下，微組織都固定在鐵素體/貝氏體/珠光體。使用ISO 12.5 mm50 mm拉伸測(cè)試樣品的辦法，來(lái)橫向測(cè)量其機(jī)械性能。表2給出爐次A,B和C的結(jié)果。需指出，在卷取后，UTS(B-A)129 MPa，UTS(C-A)214 MPa。得到的數(shù)據(jù)結(jié)果與對(duì)同批三個(gè)爐次在鑄態(tài)條件下用維氏硬度測(cè)

10、量方法估計(jì)的表2在540進(jìn)行卷取后的熱軋帶鋼的機(jī)械性能結(jié)果非常接近。首次檢測(cè)表明使用V對(duì)熱軋帶鋼微合金化時(shí)，對(duì)冷卻速度并不敏感。2.4 冷軋及連續(xù)退火模擬情況前述爐次A和B中的熱軋帶鋼經(jīng)機(jī)械壓下至2.8 mm厚，然后冷軋7個(gè)道次，軋至0.7 mm（75%壓下量）。爐次C的帶鋼直接從392 mm冷軋11個(gè)道次至1 mm（745%壓下量）。連續(xù)退火模擬情形如圖2所示。進(jìn)行了三個(gè)臨界退火溫度（770 ，790 ，90080070060050040030020010000 200 400 600 800 1 000t/sT/Cooling at 7/s810790770425400375圖2模擬的連續(xù)

11、退火過(guò)程810 ）試驗(yàn)。對(duì)爐次A和C 只進(jìn)行400 試驗(yàn)，而對(duì)爐次B， 進(jìn)行三個(gè)溫度，375 ，400 和425 試驗(yàn)。然后，使用ISO 12.5 mm550 mm的抗拉試樣沿橫向測(cè)量機(jī)械性能。測(cè)量的機(jī)械性能結(jié)果見(jiàn)圖3。第一個(gè)感性趣點(diǎn)爐次A最后出現(xiàn)了720 MPa的抗拉強(qiáng)度，這比預(yù)期的800 MPa要低很多，但總延伸很好，UTSTEL產(chǎn)品也很高(約21 000% MPa)。爐次A在770 到810 間的臨界溫度下的機(jī)械性能改變不大，在退火溫度最高時(shí)達(dá)到最大延性。微合金化對(duì)機(jī)械性能的影響效果很明顯。對(duì)爐次B，與不進(jìn)行微合金化情形相比，加01V+0007N微合金化可增大強(qiáng)度60100 MPa，同時(shí)

12、保持較好的總延伸（在過(guò)時(shí)效溫度400 時(shí)TEI=25%27%）。而爐次C，強(qiáng)度增大很多（可達(dá)214 MPa），但總延伸也大幅度降低（TEI=16%）。微合金化爐次尤其是爐次C，對(duì)臨界溫度更敏感；隨退火溫度升高，抗拉強(qiáng)度，延性更好。本文后面幾章將通過(guò)定量分析及模型方法解釋觀察結(jié)果，主要分析790 退火臨界溫度及過(guò)時(shí)效溫度為400 下的爐次A和B的情況。950900850800750700770 780 790 800 810Intercritical annealing T/Tensile strength/MPa0.2%V0.1%V+200MPa+60100MPa0%V353025201510

13、50770 780 790 800 810Elongation/%Intercritical annealing T/2%12%圖3 試驗(yàn)各爐次在退火與過(guò)時(shí)效臨界間溫度條件時(shí)的抗拉強(qiáng)度及總延伸2.5 冷軋帶鋼微結(jié)構(gòu)的定量分析在最后的微結(jié)構(gòu)中檢測(cè)到4種金相：鐵素體，貝氏體，奧氏體及小部分珠光體。鐵素體的金相組成及顆粒平均尺寸用映象法分析；殘余奧氏體的組成用映象法及X射線衍射法分析，數(shù)據(jù)見(jiàn)表3。分析結(jié)論如下：50.100.050total ingot %hot stripquenched from900hot stripafter coiling at 540cold str

14、ipannealed at800/120s加釩對(duì)冷軋帶鋼最后的鐵素體顆粒級(jí)影響不大；加釩不能細(xì)化鐵素體顆粒大?。粌煞N情況下殘余奧氏體的粒級(jí)差不多；兩種情況下殘余奧氏體中的濃度用XRD測(cè)量結(jié)果相同； 兩種情況下都檢測(cè)到少量的珠光體。上述觀測(cè)結(jié)果有助于解釋圖3中出現(xiàn)的機(jī)械性能數(shù)據(jù)。首先，在冷軋帶鋼中出現(xiàn)珠光體表明7度/秒的冷卻速度太低。形成的殘余奧氏體的數(shù)量比標(biāo)準(zhǔn)TRIP800（對(duì)成分與爐次A的工業(yè)用鋼種一般為13%17%）的少，從而解釋了非合金化鋼種的UTS 為較低的720 MPa的原因。要引起注意的一點(diǎn)是，微合金化似乎并不影響殘余奧氏體中的碳濃度和穩(wěn)定性?？傊?，除了鐵素體的顆粒得到細(xì)化外，爐次

15、A與B的微結(jié)構(gòu)實(shí)際上相同。ACELOR公司最近開(kāi)發(fā)的TRIP鋼結(jié)構(gòu)/性能模型計(jì)算結(jié)果表明，這種差別不足以成為UTS相差80 MPa的理由，反而需歸因于析出強(qiáng)化的作用。2.6 V、N析出部分的演化采用選擇性溶解和化學(xué)分析方法對(duì)加工過(guò)程中不同階段析出的V、N 數(shù)量進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果見(jiàn)圖4。首先要說(shuō)的是鋼錠中的析出V。很明顯，即便在鋼錠冷卻速度很慢時(shí)大量的V沒(méi)有析出，這與圖1中顯示的平衡相預(yù)測(cè)結(jié)果相矛盾。在澆鑄B中，析出了55%的V。與之相反，在澆鑄C中測(cè)量到的析出V為77%。我們認(rèn)為是在澆鑄過(guò)程中出現(xiàn)更多的N，導(dǎo)致了析出V增多。在900 下進(jìn)行淬火，考慮到在熱軋帶鋼中析出V的數(shù)量，澆鑄B和C的數(shù)據(jù)分別

16、為3%和7%。圖中的數(shù)字比圖1中由平衡相預(yù)測(cè)的V的析出結(jié)果63%要小得多。因此，可以預(yù)期，在相同情況下，大部分V會(huì)在 鐵素體中以游歷態(tài)析出。在連續(xù)退火后析出的V、N 增加要麼是因?yàn)樵瓱彳垘т撝械奈龀鲎兇炙?，要麼是因?yàn)橛羞M(jìn)一步成核過(guò)程或兩者共同作用而致。圖4 在模擬工藝中不同階段的V、N析出演變2.7 熱軋及冷軋階段的析出情況用在ARCELOR公司開(kāi)發(fā)出的氧化鋁TEM萃取復(fù)制樣品來(lái)研究爐次B的熱軋及冷軋階段的析出顆粒尺寸函數(shù)圖。采用氧化鋁的好處在于其中不含碳，可以直接采用PEELS（平行電子能量損耗頻譜圖）測(cè)量C、N的濃度。而V、Ti的濃度則EDX法測(cè)量。所有TEM試樣均在液氮冷態(tài)（170 ）

17、下檢測(cè)，以消除C的影響。分析條件另行敘述。圖5（a）顯示了爐次B熱軋帶鋼卷取后的鐵素體/貝氏體/珠光體微結(jié)構(gòu)圖。從貝氏體和珠光體中提取大的滲碳體。圖5（b）顯示了爐次B冷軋帶鋼微結(jié)構(gòu)圖。圖中明顯給出了不同階段的析出情況的均相分布狀況?？梢钥闯?，冷軋鐵素體中析出的強(qiáng)度比殘余奧氏體中或貝氏體中的析出大的多，3.9節(jié)中將進(jìn)一步闡述。依據(jù)測(cè)試的400個(gè)熱軋軋態(tài)下析出的試樣和535個(gè)冷軋軋態(tài)和退火后析出試樣的測(cè)量結(jié)果確定了V析出尺寸分布圖。測(cè)出的析出最小為1.4 nm，最大為25 nm。圖6顯示出了兩種試樣明顯的差距。平均析出半徑從熱軋的75 nm下降到冷軋的58 nm。化學(xué)提取試驗(yàn)結(jié)果表明在退火階段V

18、析出大大增強(qiáng)，而在圖6中析出半徑均值減小只能解釋為圖5 (a)爐次B熱軋帶鋼卷取后的TEM氧化鋁萃取復(fù)制樣品；(b)爐次B冷軋帶鋼在790 退火后及在400 過(guò)時(shí)效后的TEM氧化鋁萃取復(fù)制樣品radius/nm1 3 5 7 9 11 13 15 17 19 21 23 ou plus140120100806040200nbCold stripHot strip圖6 爐次B的熱軋卷取帶鋼和冷軋軋態(tài)及退火帶鋼的析出物尺寸函數(shù)圖有新的析出物生成（而不是因?yàn)楝F(xiàn)有析出物部分溶解而致）。結(jié)論是在連續(xù)退火過(guò)程中產(chǎn)生了新的析出過(guò)程。2.8 析出物組成演變過(guò)程采用PEELS和EDX分析法對(duì)基于在微結(jié)構(gòu)中析出尺

19、寸和位置為變量的析出物組成函數(shù)進(jìn)行了研究。發(fā)現(xiàn)在熱軋帶鋼鐵素體中的V析出都含Ti，即便只是在最初的澆鑄中的殘余量出現(xiàn)了這種元素（0.003% ）。在冷軋帶鋼中，只發(fā)現(xiàn)部分析出物中含有Ti，主要是在殘余奧氏體和貝鐵混合體發(fā)現(xiàn)的。在冷軋帶鋼的鐵素體中出現(xiàn)的大部分析出物中并未發(fā)現(xiàn)含有Ti。將冷軋帶鋼的鐵素體中出現(xiàn)的析出物與殘余奧氏體中的析出物的C/N比值作為析出尺寸的函數(shù)進(jìn)行比較，只考慮不含有Ti的部分析出顆粒。圖7顯示在兩個(gè)階段析出存在極大差別。奧氏體中析出的V（C，N）與其組成和尺寸并無(wú)特別關(guān)聯(lián)性，而且還發(fā)現(xiàn)了大尺寸（大于40 nm）的析出物。另一方面，鐵素體中的V（C，N）析出物表明組成演變與

20、析出尺寸有明顯關(guān)系。較小的析出顆粒（小于30nm）與在奧氏體中C/N比值為0615間的析出顆粒相似。但是，在鐵素體中還存在較大顆粒析出物，含C量更高（C/N比值為1.52.2間）。C含量單方面增大了析出物的尺寸。29 連續(xù)退火過(guò)程中的析出物尺寸的定量分析連續(xù)退火后的析出物尺寸的定量分析結(jié)果表明鐵素體中的V（C，N）值越大，轉(zhuǎn)化成的奧氏體中析V（C，N） diameter /nm0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 1002.52.01.51.00.50C/N atomiqueV（C，N）in ferriteV（C，N）in austenitey=0.7744ln（x）1.2

21、038圖7 冷軋帶鋼的鐵素體中出現(xiàn)的析出物與殘余奧氏體中的V（C，N）析出物的C/N比值作為析出尺寸的函數(shù)的比較圖（爐次B冷軋帶鋼在790 退火及在400 過(guò)時(shí)效處理）出物越少。本節(jié)首先研究析出物的平均狀態(tài)的演變，然后討論鐵素體和奧氏體中析出物的差別。291 析出物的平均狀態(tài)的演變研究5/s20/s400 300s68/s5/s7750s 90s 180s12345Nb of particles16797141412Feret radius/nmElongation*Precipitated V（ppm）8791049105511051049Volume f

22、raction（ppm）14081676169017651676Number density（m3）56701270920*The mean elongation is only indicative since precipitates are not oriented in the carbon replica試樣在連續(xù)退火過(guò)程中的不同點(diǎn)進(jìn)行淬火，如圖8所示。所用的金屬試樣是第4批試驗(yàn)澆鑄，成分及熱動(dòng)力處理同爐次B相似，但V含量稍高。檢測(cè)TEM復(fù)制樣決定析出尺寸函數(shù)及方法。采用化學(xué)溶解法決定析出V的總重量（wt,ppm）。然后通過(guò)V（C，N）來(lái)計(jì)算析出物的體積。圖8中的表給出了結(jié)果。通過(guò)尺

23、寸函數(shù)計(jì)算出了析出物的平均半徑值（FERET值）。圖8 連續(xù)退火過(guò)程中析出物的平均狀態(tài)的演變研究（退火溫度775 ，過(guò)時(shí)效溫度400 ）。平均延伸只是示意性質(zhì)，因?yàn)槲龀鑫锊⒉恢欢ㄎ辉谔紡?fù)制樣中。FERET半徑（定義為一個(gè)圓盤(pán)區(qū)的半徑等于測(cè)量的析出物的大小）在加熱到775 ，淬火時(shí)的3.9 nm到加熱后在775 保持180 s時(shí)的7.6 nm間變動(dòng)。同時(shí)，析出部分的重量從879 ppm變到1 050 ppm恒定值，因?yàn)樵谠嚇?到5間均不改變，我們認(rèn)為這個(gè)恒定值就是均相值。知道了FERET半徑和析出物的總體積，就可以計(jì)算密度N。從圖8中可以看出，計(jì)算出的平均密度N 在均熱過(guò)程中不斷減小，因此可以說(shuō)

24、在加熱階段就已經(jīng)完成了成核和V（C，N）析出物長(zhǎng)大的過(guò)程。在等溫退火過(guò)程中觀察到了一些較大的析出物，平均半徑均衡增大，密度均衡減小。由于化學(xué)成分分析結(jié)果顯示在連續(xù)退火過(guò)程最后階段（冷卻及過(guò)時(shí)效階段）不存在V析出狀態(tài)演變情況，因此沒(méi)能定量研究析出態(tài)。292 鐵素體和轉(zhuǎn)化成的奧氏體中析出物的差別將鐵素體和轉(zhuǎn)化成的奧氏體中析出物的平均半徑進(jìn)行比較，如表4所示。同時(shí)給出了在每個(gè)溫度保持過(guò)程時(shí)奧氏體和鐵素體相對(duì)量。這些數(shù)據(jù)是通過(guò)膨脹法試驗(yàn)測(cè)定的。最意外的結(jié)果是在鐵素體和奧氏體中的析出物的平均半徑在所有退火階段極其相似，但因?yàn)槲龀鑫镙^少的原因?qū)е聤W氏體中統(tǒng)計(jì)結(jié)果較小。這意味著在均熱期間奧氏體中的析出物的平

25、均尺寸以與鐵素體中析出物同樣的速率增大。2.10 連續(xù)退火后析出狀態(tài)的定性分析圖9給出了連續(xù)退火后冷軋帶鋼微結(jié)構(gòu)。在較低幅度時(shí)很容易看出在鐵素體-貝氏體混合體（采用這種方法觀測(cè)很難將鐵素體和貝氏體分開(kāi)）中存在殘余奧氏體島（顆粒很小，有少量析出）。在鐵素體-貝氏體混合體觀察到大量的V(CN)析出物。定性分析而言，測(cè)出的析出物的平均尺寸和密度與在臨界退火溫度結(jié)束時(shí)淬火處的測(cè)量結(jié)果相同。這與化學(xué)成分分析結(jié)果相吻合，析出V的量并未發(fā)生變化。在貝氏體與殘余奧氏體島之間存在一些析出物，但并無(wú)證據(jù)表明在臨界區(qū)和貝氏體形成期間存在析出。2.11整個(gè)析出過(guò)程的定性分析圖9 顯示連續(xù)退火后析出狀態(tài)的TEM萃取復(fù)制

26、樣圖（775 ，180 s及400 ，300 s， 試樣在點(diǎn)5處淬火）圖4顯示了B爐次熱軋帶鋼完成精軋后立即在900 進(jìn)行淬火觀測(cè)到了極少量的V析出（約3%）。因此，在加熱過(guò)程中足以將大部分大尺寸的（Ti，V）N的析出物溶解掉，較小在VN析出可以在鑄態(tài)中觀測(cè)到。在速冷及在540 卷取后析出的V增加到約16%。PEELS及 EDX分析結(jié)果表明幾乎這個(gè)階段檢測(cè)到的析出物都以（Ti，V）N的形式存在，尺寸為1030 nm。PEELS檢測(cè)結(jié)果還表明C/N比值幾乎都小于01。熱軋帶鋼的V析出過(guò)程參見(jiàn)圖10。我們最感興趣的一點(diǎn)是在熱軋區(qū)間Ti和N對(duì)圖10 熱軋帶鋼V析出狀態(tài)的定性分析V析出的強(qiáng)烈影響。即便

27、對(duì)這種含Ti量小于0.003%wt鋼種，觀測(cè)到的析出物都含有Ti。極有可能證明在高溫區(qū)形成的少量TiN作為V析出的成核物。如果沒(méi)有出現(xiàn)Ti，很可能在卷取后析出的V還會(huì)減少，由此對(duì)冷軋更有利。冷軋帶鋼在最后退火階段的V析出過(guò)程的定性分析見(jiàn)圖11。這個(gè)過(guò)程較復(fù)雜，因?yàn)槲龀霭l(fā)生在兩相組合的復(fù)合相中，而復(fù)合相本身又在不斷演變。在此只對(duì)整個(gè)過(guò)程中的部分活動(dòng)進(jìn)行分析，以期解釋一些重要的試驗(yàn)結(jié)果。確切的理解尚需建立一套相變+析出過(guò)程的動(dòng)力學(xué)模型，而這顯然是一個(gè)HJ2mm長(zhǎng)期課題。在連續(xù)退火開(kāi)始處：最初的析出由一些大顆粒（Ti，V）（C，N）和小部分來(lái)自于熱軋帶鋼的V（C，N）組成。如卷取溫度在540 ，最初

28、的V在此階段析出不到16%。實(shí)際上所有殘余Ti和約50 ppm的N析出（圖4）。卷后（此時(shí)試樣為100%的鐵素體）加熱到臨界退火溫度，觀察到成核很多，新的VCN析出增加。在以5 /s的速度加熱時(shí)，鐵素體中的大部分V已經(jīng)在臨界區(qū)中的等溫線開(kāi)始前析出了。例如，在775 ，在加熱過(guò)程中有879 ppm的V析出，圖11冷軋帶鋼V析出狀態(tài)的定性分析而在退火結(jié)束有約1 050 ppm的V析出。因此鐵素體中的析出過(guò)程主要發(fā)生在向奧氏體轉(zhuǎn)化前、再結(jié)晶過(guò)程中。而在775 的臨界退火溫度處：在775 等溫過(guò)程中，一旦開(kāi)始形成奧氏體，鐵素體中的析出演變和奧氏體中的析出演變是不同的。在所有條件下，鐵素體中的V（C，N

29、）析出比奧氏體中的析出多得多。在等溫時(shí)，奧氏體均相在90 s處獲得。此期間，V的析出總量達(dá)到最大約1 050 ppm。中間同時(shí)產(chǎn)生了顆粒增大（平均FERET半徑從3.9 nm增到6.8 nm）和顆粒粗化（平均密度從5 670/m3減小到1 270/m3）現(xiàn)象。在90180 s間，還觀測(cè)到進(jìn)一步粗化情況，但系統(tǒng)仍近似平衡相，演變過(guò)程緩慢。整個(gè)過(guò)程中，奧氏體和鐵素體中平均析出半徑差不多，這種現(xiàn)象很難解釋，確實(shí)需要一個(gè)詳細(xì)的數(shù)學(xué)模型。一種可能的情況如下：從t=0 s 到t=90 s, V（C，N）為轉(zhuǎn)變的鐵素體中的析出繼續(xù)增大，但鐵素體部分的體積從100%不斷減小到37%。鐵素體中析出增大過(guò)程中開(kāi)始

30、是N含量高，逐步變成C含量高，半徑隨之增大。見(jiàn)圖7。在奧氏體中V（C，N）的溶解度遠(yuǎn)高于其在鐵素體中的溶解度，因此對(duì)新近成核的奧氏體中的顆粒而言其臨界半徑穩(wěn)定性也更大。從前面的鐵素體中留下的V（C，N）顆粒的半徑小于新的臨界半徑，因此不穩(wěn)定，會(huì)被溶解。也可能在新的奧氏體中的析出V（C，N）部分比均相值大，具有較大的臨界半徑的穩(wěn)定的析出物不會(huì)再增大。這與圖7中顯示的用PEELS方法測(cè)量的結(jié)果相吻合，即V（C，N）成分與奧氏體中的析出尺寸無(wú)關(guān)。因此由于溶解使奧氏體中V（C，N）的密度減小，平均半徑增大。從t=0 s 到t=90 s，鐵素體中析出增加的速度稍高于在奧氏體中溶解的速度，因此析出V的總重

31、量增加，平均半徑增大（因?yàn)樵阼F素體顆粒增大、粗化及在奧氏體中溶解的緣故）。 從90 s到180 s，系統(tǒng)達(dá)到平衡，析出半徑變化不大。在冷卻及貝氏體保持階段析出狀態(tài)不再演變。3 結(jié)論現(xiàn)在來(lái)定性解釋含V的TRIP鋼表現(xiàn)出UTS減小，臨界退火溫度增高，而不進(jìn)行微合金化的TRIP鋼則沒(méi)有此種現(xiàn)象。（圖3）。隨著臨界退火溫度升高，產(chǎn)生兩種情況：形成的奧氏體增加，總的V析出會(huì)減少；在鐵素體中V（C，N）粗化增大。上述兩個(gè)因素共同作用降低了析出強(qiáng)化作用。為了優(yōu)化V析出效果，明顯需要盡可能的保持較低的臨界退火溫度，退火時(shí)間盡可能短。當(dāng)然，退火參數(shù)必須始終與要保證TRIP鋼的效果所要求的微合金化的要求相容，因此

32、最終的選擇總是從工藝上妥協(xié)?？紤]工業(yè)應(yīng)用潛力，很明顯，控制微合金化TRIP鋼的最重要的工藝參數(shù)就是臨界退火溫度及軋線速度。致謝感謝ECSC公司對(duì)本研究項(xiàng)目提供了資金支持；感謝VANITEC PLC，尤其是米歇爾先生提供了寶貴的鼓勵(lì)和支持。參考文獻(xiàn):1Horvath,C.D.and Fekete,J.R.Opportunities and Challenges for Increased Usage of Advanced High Strength Steels in Automotive Applications.Proc.Int.Conf.on Advanced High Strength

33、 Sheet Steels for Automotive Applications(2004).Winter Park,Colorado:pub AIST,PP3-10.2Bai,DO,et al.Stability of Retained Austenite in a Nb Microalloyed Mn-Si TRIP Steel.Mat.Sei.Forum 284-286(1998),pp 253-260.3Wang,J,and Van der Zwaag,S.Stabilization Mechanisms of Retained Austenite in Transformation

34、-induced Plasticity Steel.Metallurgical and Materials Transactions A,(2001),32A,pp.1527-1539.4De Cooman,B.C.Structure-properties Relationship in TRIP Steels Containing Carbidefree Bainite,Current Opinion in Solid State and Mat.Sci.8(2004),pp285-303.5Hanzaki A.Z.,et al.The Retained Austenite Characte

35、ristics in a Thermomechanically Processed Nb Bearing TRIP Steel Proc.Symp.High-Strength Steels for Automotive(1994),p53.6Bleck W,et al. Effect of Niobium on the Mechanical Propereties of TRIP Steels. Mat. Sci.Forum 284-286(1998),p327.7Pereloma E.V.,et al.Transformation Behaviour in Thermomechanicall

36、y Processed CMn-Si TRIP Steels with and without Nb. Mat.Sci Eng.A273-275(1999),pp448-452.8Lian,S.and Hua,L.,Effect of Retention and Mechanical Stability of Retained Austenite On Tensile Properties in Low Carbon-low Alloy Triphase Steel. Mat.Sci.Tech.11(1995),pp499-507.9Scott,C.,et al. Microalloying

37、with Vanadium in TRIP Steels,in proc.Int,Conf.onAdvanced High Strength Sheet Sheels for Automotive Applications.(2004).Winter Park,Colorado:AIST,pp181-193.10Eberle,K.,et al.New Theromechanical Strategies for the Production of High Strength Low Alloyed Multiphase Steel Showing a Transformation Induced