TRIP钢

TRIP钢（通用3篇）

TRIP钢 篇1

摘要：为了促进先进高强钢激光焊接技术的发展,采用光纤激光器对1.5mm厚的TRIP590钢板进行焊接,对焊接接头的微观组织、硬度以及拉伸性能进行了研究,分析了焊接速度对组织、性能的影响。结果表明:焊缝组织主要为板条状马氏体,热影响区可分为完全淬火区和不完全淬火区。焊接接头硬度分布不均匀,在热影响区或焊缝处硬度最高。随着焊接速度提高,热影响区马氏体含量增多,贝氏体含量减少,热影响区和焊缝组织变得细小。焊接速度为3~5m/min时,拉伸试样均断裂在母材,断后延伸率均超过30%,随着焊接速度提高,断后延伸率也有所提高,强塑积(PSE)均在20000MPa%以上,拉伸变形过程中相变诱发效应显著,大部分残余奥氏体转变为马氏体,在提高材料塑性的同时也提高了强度,实现了高强度和高塑性的统一。

关键词：TRIP590,光纤激光,微观组织,残余奥氏体,强塑积

0引言

近年来,汽车工业的快速发展、汽车产量的不断增长以及汽车保有量的增加带来了能耗、排放和污染等问题,同时人们对汽车的安全性和舒适性也更加重视,各汽车生产厂家开始不断加强研发质量轻、能耗低、安全性高的汽车,对汽车用钢材也提出了更高的要求。Zackay[1]于1967年发现并命名了相变诱发塑性钢(Transformation induced plasticity, TRIP),TRIP钢能够实现材料高强度和高塑性的统一,被汽车行业誉为“天生的汽车用钢”[2]。TRIP钢板可降低车重和油耗,同时其能量吸收能力很强,能够抵御撞击时的塑性变形,使汽车的安全性得到了明显的提升[3,4,5],因而被大量应用于汽车车身结构件的制造[6]。

激光焊接是现代先进的焊接技术之一,已被各大汽车生产商广泛采用,与传统的MIG、TIG等方法相比,激光焊接具有效率高、变形小、热影响区窄、接头质量高等特点[7],在高档汽车的生产制造中已得到了较普通的应用。为了满足汽车工业的发展需求,国内外对TRIP钢激光焊接进行了大量研究[8,9,10,11,12],但较少使用光纤激光器。而在激光加工与应用方面,光纤激光器比传统CO2和YAG激光器更具优势[13,14]。 本工作使用光纤激光器对TRIP590钢进行焊接,对焊接接头微观组织、显微硬度、拉伸性能、拉伸前后残余奥氏体的含量及其对性能的影响进行了研究,为提高车用先进高强钢光纤激光焊接技术的研究和应用提供参考和依据。

1实验

试验材料为宝钢生产的1.5mm厚的冷轧TRIP590钢板,其化学成分如表1所示。

使用YLS-5000型激光器对TRIP590钢板进行焊接,焊接中采用Ar保护,其流量为20L/min,具体参数:焊接速度为3 m/min、4 m/min、5 m/min,离焦量为+1 mm,功率3kW,激光波长1070nm,光斑直径0.2mm。为去除钢板表面毛刺和氧化膜,焊接前用砂纸打磨,再用丙酮清洗。试样腐蚀剂为5%硝酸酒精,腐蚀时间6s,使用VHX-600型超景深显微镜和S-3400型扫描电子显微镜对焊接接头的微观组织进行观察。显微硬度测试在HX-1000型维氏硬度计上进行,加载力为100g,加载时间为15s。使用AG-25TA型试验机进行拉伸试验,拉伸试样的形状和尺寸如图1所示。使用PAN-alytical X’pert型X射线衍射仪进行物相分析和鉴定,为避免织构的影响,选择α相的(200)α、(211)α衍射峰和奥氏体的(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射峰的积分强度进行组合配对后取平均值计算残余奥氏体的含量。

2结果与分析

2.1微观组织

图2-图4分别为不同焊接速度下焊接接头的微观组织,其中(a)和(b)分别是热影响区不完全淬火区和完全淬火区的显微组织,(c)是焊缝显微组织。在不完全淬火区,焊接过程中温度介于Ac1和Ac3之间,铁素体基本没有变化,只有部分贝氏体转变为奥氏体,由于激光焊接冷却速率较快, 在随后的快冷过程中,奥氏体转变为马氏体。因此,不完全淬火区是铁素体、马氏体以及贝氏体构成的混合组织。在完全淬火区,焊接过程中温度超过Ac3,经历奥氏体化的金属在随后的快冷过程中形成了淬火组织,因热输入和冷却速率的差异,还产生了少量的贝氏体。因此,完全淬火区是马氏体和少量贝氏体形成的混合组织。在焊缝区,金属被完全奥氏体化,由于冷却速率很大,发生了非扩散型的马氏体转变,最终生成了板条状马氏体。

随着焊接速度提高,不完全淬火区贝氏体含量减少,马氏体含量增多,组织也愈发细小。完全淬火区在3m/min的焊接速度下尚有少量的贝氏体,当焊接速度达到4 m/min时,基本已无贝氏体存在,而焊接速度为5m/min时,该区则完全为板条状马氏体,且马氏体板条更加细长。在焊缝区, 随焊接速度的提高,马氏体板条更加密集和细长。可见,随着焊接速度的提高,热影响区和焊缝的组织均发生了变化。 在较小的焊接速度下冷却速率较小、过冷度较小、熔池金属高温停留时间较长,导致晶粒有较充分的时间长大,故晶粒较粗大[15];同时,也有助于碳原子的扩散,有利于形成贝氏体[16]。

2.2显微硬度

不同焊接速度下TRIP590钢焊接接头硬度分布如图5所示。由图5可见,焊接接头的硬度分布不均匀,在不同焊接速度下,焊接接头硬度明显比母材高,硬度最大值均出现在焊缝或者热影响区,因为焊缝和热影响区存在大量板条状马氏体,而板条状马氏体的硬度较高。从母材到焊缝硬度明显呈上升趋势,靠近母材的不完全淬火区马氏体含量较少, 而靠近焊缝的完全淬火区则以板条状马氏体为主。因此,从母材到热影响区的不完全淬火区,硬度值上升较缓慢;从不完全淬火区到完全淬火区,硬度值上升较快。另外,由图5可知,在同一功率、不同焊接速度下,热影响区的宽度也明显不同,在相同的激光功率下,较低的焊接速度能够使母材获得更高的热输入,所以热影响区的宽度也相应增大。

2.3拉伸性能

TRIP590母材及焊接试样拉伸结果如表2所示。

由表2可见,母材抗拉强度与不同焊接速度下的焊接试样的抗拉强度比较接近,说明焊接接头的抗拉强度与母材基本相当。因为母材含有塑性较好的残余奥氏体,母材和焊接试样拉伸断裂后均存在较明显的颈缩现象,断后延伸率较大,均超过30%,强塑积(PSE)更是高达20000 MPa%以上, 较好地实现了强度和塑性的统一。随着焊接速度提高,焊接接头组织变得细小,有利于提高材料的塑韧性[17],因此断后延伸率稍有提高。

由图6可知拉伸试样断裂处全部位于母材,进一步说明焊接接头的抗拉强度与母材基本相当[10]。图7为不同焊接速度下拉伸断口纤维区形貌,可见3个拉伸断口形貌均以韧窝为主,体现出良好的韧性断裂特征,且大多数韧窝为均匀分布的等轴韧窝。由于拉伸断口全部位于母材,断口形貌相似。焊接试样的断后延伸率与母材相比稍微有所降低,这是因为焊接接头的组织含有大量的马氏体,而母材含有塑韧性较好的残余奥氏体。

图8(a)为母材XRD分析结果,计算得到其残余奥氏体的含量为11.58%,即拉伸试样断裂前残余奥氏体的含量11.58%。图8(b)为焊缝XRD分析结果,可以看出焊缝以马氏体为主,同时,随着焊接速度的增加,α相衍射峰的强度也逐渐提高,表明马氏体的含量随着焊接速度的增加而增多, 与微观组织分析的结论一致。图9为拉伸试验后XRD分析结果,其奥氏体衍射峰的强度非常微弱,计算得到3m/min、 4m/min、5m/min焊接速度的试样在拉伸断裂后残余奥氏体的含量分别为0.85%、0.98%、0.95%,相比拉伸前大幅度降低,表明在拉伸变形过程中相变诱发效应显著,大部分残余奥氏体转变为马氏体,在提高材料塑性的同时也提高了强度。

3结论

(1)采用光纤激光能实现TRIP590钢板对接深熔焊接。 焊接接头不完全淬火区是铁素体、马氏体以及贝氏体构成的混合组织;完全淬火区的组织以马氏体为主,同时还有少量的贝氏体;焊缝组织为板条状马氏体。随着焊接速度的提高,不完全淬火区和完全淬火区贝氏体含量减少,马氏体含量增多,组织也愈发细小,焊缝板条状马氏体则更加细长和密集。

(2)在不同焊接速度下,硬度最大值均出现在焊缝或热影响区。从母材到热影响区的不完全淬火区,硬度值上升较缓慢,从不完全淬火区到完全淬火区,硬度上升较快。

(3)焊接速度为3m/min、4m/min、5m/min时,拉伸试样均断裂在母材,断口呈现出典型的韧窝形貌,随着焊接速度的提高,延伸率有所提高,拉伸断裂前残余奥氏体含量11.58%,拉伸断裂后残余奥氏体的含量分别为0.85%、 0.98%、0.95%,相变诱发效应显著,实现了高强度和高塑性的统一。

TRIP钢 篇2

残余奥氏体对性能的影响不仅仅取决于初始残余奥氏体特性, 更大程度上取决于残余奥氏体在变形过程中的稳定性。残余奥氏体在变形过程中的稳定性决定着TRIP效应的作用, 如果残余奥氏体不稳定, 在变形开始阶段就大量发生马氏体相变, 这种相变徐祖耀[4]称为应力协助马氏体形核, 对钢的塑性没有任何提高, 如果残余奥氏体过于稳定, 在钢发生断裂后也不发生马氏体相变, 这样的残余奥氏体对性能也没有任何提高[5]。残余奥氏体初始状态不能完全反映其作用, 因此研究残余奥氏体在变形过程中稳定性就显得很有意义。

本工作利用预拉伸实验研究了低Si含Al的TRIP钢拉伸变形过程中残余奥氏体的演变规律, 构建了残余奥氏体稳定性与加工硬化之间的对应关系, 并分析了残余奥氏体初始碳含量及周围相对其稳定性的影响。

1 实验

实验用钢化学成分如表1所示。合金经真空熔炼后锻轧至70mm厚, 在1200℃加热保温2h, 热轧至5mm厚, 热轧后酸洗, 最终冷轧至1.25mm厚的薄板。冷轧钢板用Gleeble3500进行热处理。

用线切割法切L0=50mm的非比例拉伸试样, 在室温下用万能拉伸试验机进行力学性能测试, 加载速率为2mm/min, 测得试样的屈服强度Rel、抗拉强度Rm和断后伸长率A50, 并通过预拉伸实验研究残余奥氏体随应变的变化规律。

在预拉伸实验的基础上, 采用式 (1) 来计算不同应变量下残余奥氏体的K值, 利用K值来表征残余奥氏体的机械稳定性[6]。

式中:frε为应变量为ε时试样中的残余奥氏体量;fr0为变形之前试样中残余奥氏体量;ε为应变量, 在这里为工程应变。

由式 (1) 可知, K值越小, 残余奥氏体的稳定性越好。在计算K值基础上, 分析试样的加工硬化性能, 建立K值与加工硬化性能之间联系。加工硬化指数n值采用式 (2) 来计算[7]

式中:σ为真应力;ε为真应变。

采用X射线衍射仪 (XRD) 所测得衍射峰来计算残余奥氏体含量和残余奥氏体的碳含量[8]。为了避免在机械研磨和抛光时可能发生的形变诱导马氏体相变, 影响奥氏体含量的检测结果, XRD试样在机械研磨后, 进行电解抛光, 电解液用70% (体积分数, 下同) 无水乙醇, 20%高氯酸, 10%丙三醇的混合溶液, 电压为15V。

试样经机械打磨和抛光后, 先用3%的硝酸酒精浸蚀, 然后用10%Na2S2O5水溶液浸蚀[9], 利用光学显微镜ZEISS AX10进行组织观察。试样经机械研磨后, 在-20℃双喷减薄, 所用双喷液为5%高氯酸+95%无水乙醇, 液氮冷却, 电压50V;用JEM2010透射电境 (TEM) 观察组织形貌。

2 结果及分析

2.1 变形过程中残余奥氏体演变

采用不同热处理工艺获得不同力学性能的两个试样, 其力学性能如表2所示。其中RmA50为强塑积, Rel/Rm为屈强比。对试样1, 2采用不同应变量的预拉伸, 然后测量预变形后残余奥氏体体积分数和碳含量。预变形量分别是0%, 2.5%, 5%, 10%, 15%以及断后。两试样残余奥氏体随应变的变化如图1所示。K值变化趋势如图2所示。n值变化趋势如图3所示。

由图1可知, 随着拉伸变形的进行, 残余奥氏体含量逐渐减少。在变形开始阶段, 残余奥氏体减少速度很快, 两试样在5%的应变时, 残余奥氏体量分别减少了63.70%和53.01%。随着变形深入, 残余奥氏体减少速度变缓。这说明残余奥氏体稳定性随着变形的深入而增加。图2中K值也反映这个特点, 随应变量增加, K值逐渐下降, K值越小, 表明残余奥氏体稳定性越高。试样1的K值高于试样2的, 这表明试样2残余奥氏体在变形过程中的稳定性要高于试样1。

残余奥氏体的稳定性决定了试样2的伸长率以及n值要优于试样1。由表1可知, 试样2的伸长率高达28.44%, 远高于试样1的25.20%。由图3中所反映的两试样n值的变化趋势可知, 试样1在开始阶段有高的n值, 随着变形的深入, n值逐渐下降, 与此对应的试样2虽然在开始阶段n值没有试样1高, 但是随着变形深入, 其n值在一定变形范围内保持稳定, 并逐渐高于试样1, 在变形的最终阶段 (颈缩发生前) , 当n值开始下降的时候, 其下降速度也低于试样1。

残余奥氏体是TRIP钢拥有良好加工硬化值的源泉, 其在变形过程中的稳定性决定了TRIP钢n值的变化趋势。变形过程中稳定的n值, 对应着稳定的残余奥氏体。通过TRIP钢的n值变化趋势可以反映TRIP钢变形过程中残余奥氏体的稳定性。

2.2 残余奥氏体化学稳定性的分析

对实验用钢设计4种不同工艺 (TRIPL01~L04) , 获得了不同初始残余奥氏体值, 使不同的试样拥有不同的初始残余奥氏体特性, 以分析其初始特性对稳定性的影响。为了体现钢中残余奥氏体的作用, 引入一种双相钢作为对比。4种试样和双相钢的力学性能以及残余奥氏体特性如表3所示。计算得到的加工硬化指数n随应变的变化如图4所示。

由表2和图4可知, TRIPL01的力学性能与双相钢最为接近, 两者n值的区别:首先, 这两者之间n值变化趋势很一致, 在变形开始阶段n值上升, 随着变形的深入, n值开始下降, 两者下降速度基本一样, 不同之处在于拥有残余奥氏体的TRIPL01的n值高于双相钢, 这体现了残余奥氏体的作用, 然而由于TRIPL01残余奥氏体初始碳含量较低, 导致残余奥氏体在变形过程中稳定性差, 残余奥氏体对n值的影响不显著。

随残余奥氏体碳含量增加, 各试样n值出现显著变化, 尤其是TRIPL04在变形过程中n值保持稳定, 这反映了该试样的残余奥氏体在变形过程中保持了很好的稳定性, 在应变诱导下逐渐相变为马氏体。

残余奥氏体抑制加工硬化指数下降能力实际上反映了残余奥氏体提高实验钢均匀伸长率的能力。当均匀变形结束时, 真应变等于此时的n值[10], 图5反映了残余奥氏体初始碳含量与均匀应变之间的关系。可以发现, 随着残余奥氏体初始碳含量的增加, 实验钢的均匀应变逐渐增加。残余奥氏体增加均匀应变的原因在于, 在变形过程中, 残余奥氏体在局部应力集中作用下, 相变为马氏体。由于马氏体强度高, 使得变形向周围较软的区域发展, 抑制了局部应力集中的发生。

分析表明, 残余奥氏体初始碳含量对残余奥氏体在变形过程中的稳定性具有显著影响, 基本规律是, 随着初始碳含量增加, 残余奥氏体的稳定性也随之提高。

2.3 其他相对残余奥氏体稳定性的影响

为了构造拥有不同周围相的TRIP钢, 参考K.I.Sugimoto等[11,12,13,14,15]的研究, 在进行常规的TRIP钢热处理之前, 先将原始组织全部奥氏体化, 然后以很高冷速 (本研究中冷速为-50℃/s) 冷却到Ms温度以下 (本研究为200℃) 以获得马氏体, 然后再进行与传统TRIP钢一样的热处理制度, 采用这种工艺处理的TRIP钢因其中含有回火马氏体组织, 简称为TAM钢 (TRIP steel with anneal martensite) , 而将常规的TRIP钢简称为TPF钢 (TRIP steel with polygon ferrite) 。

通过不同热处理工艺获得的TAM和TPF钢力学性能及残余奥氏体含量和碳含量如表4所示, 采用式 (2) 计算的TAM钢和TPF钢的n值随应变变化趋势如图6所示。由数据可知, TAM钢和TPF钢的初始碳含量及体积分数相差不大, 而TAM钢的残余奥氏体在变形过程中的稳定性要好于TPF钢, 因此不能从残余奥氏体初始碳含量的角度去解释TAM钢和TPF钢之间残余奥氏体在变形过程中稳定性的差异。

从TAM钢和TPF钢热处理工艺可知, 两者之间的组织存在很大差异, 采用彩色金相来观察TAM钢和TPF钢的微观组织, 如图7所示。TAM钢由铁素体, 贝氏体, 回火马氏体以及残余奥氏体组成, 而TPF钢由铁素体, 贝氏体, 残余奥氏体组成。白色区域是残余奥氏体, 在图7 (a) 中可以清晰地观察到TAM钢的残余奥氏体主要有两种分布:一种是分布在铁素体周围, 这种分布的残余奥氏体晶粒尺寸较大, 另一种是分布在回火马氏体组织中, 在金相显微镜下难以观察到其细节, 需要借助透射电镜来进行分析。回火马氏体及其周围残余奥氏体透射电镜照片如图8所示, 可知, TAM钢中的回火马氏体实质上是具有板条状的铁素体, 板条宽度在0.5~1μm左右, 位错密度与多边形铁素体在同一级别。在回火马氏体周围存在大量的残余奥氏体, 这些残余奥氏体均沿着板条方向存在, 厚度在0.2~0.5μm之间。相比而言, 在图7 (b) 中可以很清晰地观察到TPF钢中的残余奥氏体, 其主要分布在铁素体晶界周围。

TAM钢与TPF钢残余奥氏体周围相的不同导致了残余奥氏体在变形过程中稳定性不同。这表明残余奥氏体的分布位置也是影响其稳定性的一个重要因素。

2.4 残余奥氏体变形过程中稳定性的分析

综上所述, 残余奥氏体在变形过程中的稳定性存在以下特点: (1) 随着变形进行, 残余奥氏体的稳定性逐渐增加; (2) 残余奥氏体的初始碳含量对残余奥氏体在变形过程中的稳定性有着很大的影响。随着残余奥氏体碳含量的增加, 残余奥氏体的稳定性能增加; (3) 残余奥氏体的分布及其周围相对残余奥氏体在变形过程中的稳定性有很大影响。

试样1, 2残余奥氏体碳含量在变形过程中的变化如图9所示。可知, 残余奥氏体碳含量在变形过程中总体都是呈现出增加的趋势, 这说明后发生相变的残余奥氏体碳含量要高于先发生相变的残余奥氏体。但是同时可以发现, 残余奥氏体的碳含量不是决定残余奥氏体稳定的唯一因素, 以试样1为例, 在应变量为5%~15%时, 尽管残余奥氏体碳含量呈上升趋势, 但是如此微小的残余奥氏体碳含量增加显然不是残余奥氏体稳定性增加的主要因素, 结合参考文献[5]和2.3节的分析, 可以认为在这一阶段残余奥氏体稳定性增加的主要原因是残余奥氏体的分布状态使其稳定性提高。

3 结论

(1) TRIP钢中的残余奥氏体随着变形的深入, 其稳定性逐渐增加, 残余奥氏体越稳定TRIP钢的瞬时加工硬化值越稳定 (n值越稳定) , 通过TRIP钢在变形过程中的加工硬化指数变化趋势可以反映残余奥氏体在变形过程中的稳定性。

(2) 残余奥氏体的初始碳含量对残余奥氏体在变形过程中的稳定性有着很显著的影响, 随着初始碳含量的增加, 残余奥氏体在变形过程中的稳定性也随之提高。

(3) 残余奥氏体的分布与周围相状态也是影响其稳定性的一个重要因素, 板条状的组织更有利于残余奥氏体的稳定性。

(4) 在变形过程中, 残余奥氏体的稳定性受残余奥氏体碳含量, 分布以及周围相等因素的共同影响。

摘要：采用预拉伸实验对低硅含铝TRIP钢变形过程中残余奥氏体的演变规律进行研究, 建立残余奥氏体变形过程中稳定性与加工硬化指数n之间的对应关系, 在此基础上通过设计不同热处理工艺, 获得具有不同初始残余奥氏体特性的TRIP钢以及具有不同组织构成的TRIP钢, 并分析了TRIP钢的残余奥氏体稳定性。结果表明:TRIP钢中的残余奥氏体随着变形的深入, 稳定性逐渐增加;残余奥氏体越稳定, TRIP钢的瞬时加工硬化值越稳定 (n值越稳定) ;随着初始碳含量的增加, 残余奥氏体在变形过程中的稳定性也随之提高。在变形过程中, 残余奥氏体的稳定性受残余奥氏体碳含量, 分布以及周围相等因素的共同影响。

TRIP钢 篇3

近些年, 金属基复合材料引起了国内外众多学者的广泛兴趣。对金属基材料的研究一般集中在用轻质金属如铝、镁、钛合金[1,2,3]等制造低密度结构材料。然而, 最近一种新型的ZrO2-TRIP钢复合材料逐渐兴起。

TRIP (Transformation induced plasticity, 相变诱发塑性) 钢的强度和塑性配合均优于普通高强钢, 这是根据钢的合金化和相变原理, 用特定的化学成分和特殊的热处理工艺, 充分运用钢中“相变诱发塑性效应”这一独特的强韧化手段的结果。通过特殊方法使钢中含有一定量的能稳定奥氏体的元素, 经过两相区 (α+β) 临界退火和随后的中温贝氏体等温淬火, 就能使得钢中的显微组织在室温下有较大量稳定性适当的奥氏体被保留下来, 称作残余奥氏体。当这种钢在受到载荷作用发生变形时, 就会使钢中的残余奥氏体发生应力-应变诱发马氏体相变, 此相变使得钢的强度, 尤其是塑性显著提高, 故称之为“相变诱发塑性效应”, 简称“TRIP效应”。

ZrO2具有强度高、韧性好及硬度大等优良性能, 纯ZrO2从高温冷却到室温过程中将发生如下相变:立方相—四方相—单斜相, 其中在1150℃左右会发生四方到单斜相变, 并伴随3%~5%[4]的体积膨胀, 这导致了ZrO2颗粒周围存在着压应力, 可能使材料开裂。然而加入一定量的稳定剂如Y2O3、CaO或MgO等, 就能使高温稳定的四方相亚稳至室温, 获得室温下可变的四方相。在其受载荷作用时就会产生应力-应变诱发四方到单斜相变, 相变的体积效应吸收了大量的断裂能, 使材料具有异常的高断裂韧性, 从而实现相变增韧, 获得高韧性、高耐磨性[5]。

由于TRIP钢与ZrO2具有类似的性质, 因此将ZrO2颗粒作为增强相加入到TRIP钢基体中不仅可以提高材料强度, 还可尽量避免陶瓷材料的加入所引起的材料的脆性增加、延展性下降, 从而获得强度高、硬度大、耐磨性好而且延展性能好的金属基复合材料。由于此复合材料具有以上优点, 并且与传统高强度钢板相比质量又较轻, 因而若将其应用在汽车、火车制造业和防弹装甲制造上, 可在增加强度及耐磨性、提高安全性的同时降低自重、减少油耗、提高机动性。所以, ZrO2-TRIP钢复合材料的应用前景十分广阔。

1 TRIP钢基复合材料的研究现状

1.1 TRIP钢的研究进展

20世纪60年代, Zackey等[6]在研究高镍高铬钢中的奥氏体向马氏体转变时发现钢中存在着TRIP效应, 并开发了可供实际应用的TRIP钢, 其成分大致为0.25%~0.3%C8Ni9Cr2Mn4Mo2Si。由于当时的TRIP钢使用了大量的贵重合金元素, 生产成本很高, 很大程度上限制了其应用范围。近20年来, TRIP效应的研究集中于高强度低合金钢, 主要成分 (质量分数) 是C 0.1%~0.4%, Si 1.0%~2.0%, Mn1.0%~2.0%, 在此基础上, 加入Nb、V、Ti或Mo等元素。低的合金元素含量使TRIP钢在具有高强度高塑性的同时, 焊接性能也有很大的提高, 解决了汽车用钢在成型过程中要求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的矛盾, 因而引起了国内外学者及钢铁公司的极大兴趣, 成为目前汽车用钢研究的热点。

TRIP效应是残余奥氏体向马氏体转变使得强度和塑性同时提高的效应。这种残余奥氏体在室温下比较稳定, 但在受到应力作用发生变形时会发生马氏体相变, 诱发钢的塑性提高。残余奥氏体的相变诱发机制如图1[7]所示。TRIP钢在变形过程中残余奥氏体转变为高强度的马氏体, 同时伴随着体积膨胀, 因而抑制了塑性变形的不稳定性, 增加了均匀延伸的范围, 故使得强度和塑性同时提高。

通常认为C、Si和Mn是低合金TRIP钢中的基本元素。在TRIP钢中, C是奥氏体稳定化元素, 主要富集在残余奥氏体中, 增加残余奥氏体数量, 提高其稳定性。C含量越高, 残余奥氏体数量越多, 奥氏体的稳定性也提高, 有利于TRIP效应的产生, 但焊接性能会恶化, 并且固溶强化增强导致强度增加、塑性降低。故在满足力学性能的前提下, 应尽量降低钢的C含量以保证良好的焊接性能。目前TRIP钢通常的C含量为0.2%~0.25% (质量分数) 或者更少。Mn的典型含量为1.5%, 这样可以得到良好的淬透性。Mn作为奥氏体形成元素, 可以使渗碳体开始析出的温度降低, 使TRIP钢的Ms点 (马氏体转变的起始温度) 下降, 残余奥氏体含量增加。然而, Mn的含量过高 (~2.5% (质量分数) ) 却是不利的, 其一方面会导致组织呈带状化, 另一方面残余奥氏体过分稳定, 也不利于相变的发生[8]。Si是铁素体形成元素, 它一方面可以抑制冷却过程中渗碳体的形成, 另一方面可以增加残余奥氏体的稳定性, 因此传统的TRIP钢一般Si含量较高。但Si含量高也会导致连铸坯的韧性变差, 并且使钢表面形成坚硬的氧化层, 导致涂层能力降低, 给热镀锌带来极大的困难[9,10], 所以Si的含量最好在0.3%~0.8% (质量分数) 范围内。Tsukatani等[11]成功用Al部分替代Si, 发现Al有效抑制了贝氏体相变过程中渗碳体的析出, 即提高室温下残余奥氏体的稳定性, 增强应变过程中的TRIP效应。但Al不具备固溶强化效应, 会导致强度下降。因此从工艺适应性、力学性能以及实际需要等方面考虑, Al-Si复合合金化是一种很好的折中方案。

目前强度级别为600MPa的钢的研究已经比较成熟, 欧洲的一些国家和日本、韩国等均能批量生产600 MPa和800MPa级的冷轧TRIP钢。宝钢已研制开发了连续退火生产的商业用TRIP钢板, 并成功应用于国内汽车制造行业。

1.2 ZrO2-TRIP钢复合材料的研究现状

良好的界面结合是陶瓷和金属材料能够很好地进行复合的关键, ZrO2陶瓷颗粒在TRIP钢中的分散度, 二者的润湿性、化学兼容性、热力学性能的兼容性等都是影响陶瓷相和金属相界面结合强度的重要因素。因此要获得性能良好的ZrO2-TRIP钢复合材料, 就要充分考虑这些方面的要求。

郭英奎等[12,13,14]用ZrO2颗粒 (2Y-PSZ) 作为增强相加入到TRIP钢基体中, 采用热压烧结 (1250℃/20MPa/30min) 制得复合材料并且用高速压缩变形实验检测了其动态力学性能。通过实验发现复合材料在1400~2100MPa的压缩强度间表现出高达12%的应变, 并且在TRIP钢基体和ZrO2颗粒两相中都发生了马氏体相变。但是该工作并没有仔细研究与复合材料微观结构有关的钢和ZrO2的晶粒尺寸以及二者接触面的化学组成。

Bierman等[15,16,17,18,19,20,21,22]以TRIP钢为基体, MgO部分稳定ZrO2作为增强相, 通过无压烧结、热压烧结、铸渗、放电等离子烧结等方法获得复合材料, 并且检测了该复合材料的各项力学性能和其在受力前后微观结构的变化, 探寻了材料的损伤机理。通过传统方法 (冷等静压、无压烧结) 制得的ZrO2-TRIP钢复合材料显示出比不含ZrO2的TRIP钢更高的压缩强度和弯曲强度。但是ZrO2颗粒的团聚使复合材料中存在未烧结的ZrO2团块, 复合材料中的ZrO2含量增加时材料的延展性下降很快;而且对材料在受到载荷前后的微观结构分析并没有发现ZrO2发生明显的相变。通过挤压成型将复合材料制成蜂窝状平板结构再进行烧结只是能够使材料的延展性有所改良但并不能解决材料中ZrO2在受力时不能发生相变的问题[15,16,17]。通过热压烧结制得的复合材料同样表现出比不含ZrO2的TRIP钢更高的压缩强度和弯曲强度, 但是仍然没有发现材料中的ZrO2在受到载荷作用时发生明显相变[18]。通过铸渗法可得到表面含有ZrO2的开孔泡沫结构材料, 发现其具有很好的耐疲劳损伤性能, ZrO2的加入使复合材料表面的压缩强度增加, 并且发现在压缩应变低于2%时ZrO2发生从四方相向单斜相的转变[19,20]。利用放电等离子烧结 (SPS) 制得的Al2O3-TRIP钢复合材料和ZrO2-TRIP钢复合材料的力学性能分析结果表明, Al2O3颗粒的加入只起到提高材料强度的作用, 在压应力一定的情况下, 该复合材料的应变值低于纯TRIP钢材料, 而ZrO2的加入不仅可使材料强度增加, 也能使复合材料的压应变增大[21], 由此可知ZrO2发挥了相变增韧的作用。对材料受力前后的微观结构分析发现, ZrO2在受到载荷时的确发生了四方相到单斜相的相变[22]。

2 ZrO2-TRIP钢复合材料微观组织结构的研究

图2[15]是冷等静压成型、常压烧结的ZrO2含量为2.5% (体积分数) 的TRIP钢基复合材料的光学显微组织结构图, 图中呈白色直到浅灰色的是TRIP钢颗粒。从图2可看出, 材料经过烧结后TRIP颗粒的分布均匀。但由于混料过程的不足, 灰色的ZrO2颗粒的分布不均匀, 并且呈偏聚状态。而且由于烧结温度较低, ZrO2颗粒之间彼此结合并不紧密。此外, 从图2还可以看到材料内部存在很多封闭的孔隙。

图3[16]是冷等静压成型、常压烧结的ZrO2含量为15%的TRIP钢基复合材料弯折后的断裂面的SEM显微组织结构图。从图3可看出, 材料的断裂面存在明显的塑性失效的奥氏体颗粒和凹痕, 材料的断裂是由聚集在一起的ZrO2颗粒引起的, 它们彼此之间的结合力很小, 从而使裂缝很容易地从一个ZrO2团聚群延伸到另一个ZrO2团聚群, 导致材料不但没有因为ZrO2的加入而增强, 反而其马氏体相变受阻。

图4[16]是蜂窝状结构 (常压烧结) 的Mg-PSZ (氧化镁部分稳定的氧化钴) /TRIP钢基复合材料在压缩试验后不同角度下截面的光学显微结构图。图4 (a) 是材料横截面的光学显微结构, 从中只能发现少量的滑移带的痕迹;图4 (b) 是材料纵向截面的光学显微结构, 从中发现局部变形区域具有高密度的滑移带, 并且马氏体和少量细长的ZrO2颗粒开始形成。

对热压烧结制得的ZrO2-TRIP钢基复合材料压缩前后的SEM和EBDS分析发现, 材料在受到应力后只有TRIP钢颗粒发生马氏体相变, 而ZrO2没有明显相变。

图5[21]为SPS烧结制得的Mg-PSZ含量为5%的TRIP钢基复合材料在压缩形变为5%时的光学显微结构图。从图5发现材料在受到较小的压力时, 由于陶瓷颗粒比低屈服强度的奥氏体钢具有更高的断裂强度, 所以此时应变产生的能量主要通过TRIP钢的塑性变形吸收, 并且发现在靠近ZrO2颗粒的区域TRIP钢的变形受到阻碍, 可见在材料受力较小时, ZrO2的存在延缓了TRIP钢的马氏体相变。

图6[21]为SPS烧结制得的Mg-PSZ含量为5%的TRIP钢基复合材料在压缩形变为15%时的SEM显微组织结构图和EBSD (Electron backscatter diffraction) 相图。从图6 (a) 可看出, TRIP钢基体中有马氏体形成, 而且ZrO2颗粒中也有细长的m-ZrO2形成。EBSD相图 (图6 (b) ) 显著表明了材料中有马氏体和m-ZrO2形成。由此可见当压力增大, 材料应变增大时, 能量不再只靠TRIP钢的塑性变形吸收, ZrO2颗粒也发生了t-ZrO2→m-ZrO2的转变, 在此过程中体积效应吸收了很多的能量, 从而使材料能抵抗进一步的破坏。

3 存在问题及原因

虽然大量的研究工作表明ZrO2增强TRIP钢材料的效果显著, 但仍然存在很多问题亟待解决。如陶瓷与金属的润湿性通常较差, 导致材料中ZrO2的添加量有限, 因此ZrO2颗粒对于复合材料力学性能的提高是有限度的;陶瓷相与金属相的热膨胀性能一般存在较大差异, 这在烧结过程中会导致陶瓷相和金属相的界面结合强度降低。此外, 最为重要的问题是通常的制备工艺下制得的ZrO2-TRIP钢复合材料在受到载荷作用时ZrO2往往不能发生应力诱发相变, 因而无法充分发挥其增强增韧的作用。虽然一些特殊的制备工艺制得的复合材料可以使ZrO2在应力诱发下产生相变, 但是一方面其效果有限 (如铸渗法只能将少量ZrO2渗入到材料表面) ;另一方面利用放电等离子烧结技术尽管可制得性能优异的复合材料, 且掺入的ZrO2在载荷作用下可以发挥应力诱发相变增韧的作用, 但是该技术尚未发展成熟, 存在着生产效率低等问题, 目前难以实现工业化生产。

一般的制备方法难以使ZrO2在TRIP钢复合材料中充分发挥作用, 其原因大致有以下几点。

(1) ZrO2与TRIP钢的熔点差异较大, 致使材料的烧结温度不宜太高 (一般不高于1350℃) , 而在此温度下ZrO2难以烧结致密, 致使其与TRIP钢基体结合不紧密, 材料在受到外力时应力难以传导至ZrO2晶粒, 从而使ZrO2不能充分发挥相变增韧的作用。

(2) ZrO2与TRIP钢的密度及颗粒尺寸差别较大, 常规的混料过程难以使二者混合均匀, 致使ZrO2颗粒团聚, 降低了表面活性, 烧结过程中ZrO2颗粒的团聚使二者难以紧密结合, 故材料在受到载荷时ZrO2难以发挥其增强增韧的作用。

(3) ZrO2陶瓷颗粒和TRIP钢中的金属颗粒之间润湿性、化学相容性较差, 热膨胀系数等差别较大, 二者难以形成包覆结构, 因而材料在烧结过程中界面结合强度较低, 材料在受到载荷时难以将其传导至ZrO2晶粒上。

4 发展前景展望

由于TRIP钢与ZrO2都具有应力诱发相变而提高材料强度、塑性的性质, 而且ZrO2作为韧性最好的陶瓷材料, 与TRIP钢相比具有更小的密度以及更高的强度和耐磨性, 所以将ZrO2作为增强相加入到TRIP钢中制成质量轻、强度高、塑性好的复合材料是颇具发展前途和应用前景的。