第4節 先進高強鋼及其生產工藝
TRIP鋼連續退火工藝有和特點？
TRIP典型的連續退火工藝路線原理如圖1-65所示。
1）快速加熱段
冷軋TRIP鋼在快速加熱階段，隨著溫度的升高，將發生回復和再結晶，同時滲碳體開始溶解。當退火溫度超過Ac1時，奧氏體開始形成並長大，加熱過程。
2）兩相區退火
在兩相區保溫時，初生的奧氏體比平衡的奧氏體含有更多的碳。在相當短的時間裡，鐵素體和奧氏體間的碳含量分布就達到平衡。臨界奧氏體形成的早期階段受碳擴散控制，隨後是更慢的錳和矽擴散控制的階段。由於Mn在鐵素體中的擴散速率比在奧氏體中幾乎高3個數量級，因此，Mn在鐵素體中的擴散是過程的控制因素。Mn通過鐵素體或沿鐵素體晶界的擴散都會導致奧氏體粒子周圍形成高Mn的邊圈，使得奧氏體島的邊部比中心有更高的淬透性，當冷卻時，就會形成馬氏體邊圈，而心部則轉變為珠光體或其他非馬氏體轉變產物。馬氏體邊圈的存在間接證明了Mn在鐵素體和奧氏體中的擴散速率不同。
兩相區臨界退火時，依賴於退火的溫度和時間，最終在鐵素體和奧氏體的界面上可能有穩定鐵素體的元素在鐵素體一邊富集，穩定奧氏體的元素在奧氏體一邊富集。同時兩相區臨界退火溫度和時間還能影響鐵素體、奧氏體兩相組成和奧氏體C含量，並影響後期熱處理工序和TRIP鋼性能。
和DP鋼相似，TRIP鋼奧氏體比例也隨著兩相區保溫溫度的增加而增加，並導致TRIP鋼退火組織中奧氏體和貝氏體比例增加，使得退火樣品抗拉強度增加，延伸率降低。
3）快速冷卻
將TRIP鋼從兩相以超過臨界速度快速冷卻到貝氏體溫度，一定的冷卻速度將保證冷卻時不會有珠光體生成，但是快速冷卻時將有新的鐵素體的形成，這新的鐵素體實際是己有的鐵素體的生長。
4）貝氏體等溫
貝氏體等溫是TRIP鋼連續退火最關鍵的階段，因為該階段將決定三個最重要的參數：殘餘奧氏體的大小，體積分數和C含量。在貝氏體區等溫處理時，部分奧氏體轉變為貝氏體，剩下的奧氏體進一步富碳，因此馬氏體相變開始溫度降到室溫以下。殘餘奧氏體主要存在於新形成的鐵素體和貝氏體附近或貝氏體中。儘管有合適的碳富集，一些小晶粒仍保留著奧氏體狀態，這是由於小晶粒不利於形核。最終的組織包含5%~15％的殘餘奧氏體，由於機械加工提供的驅動力增加，在冷成型過程中部分或全部轉變為馬氏體。這種相變有益的作用強烈依賴於奧氏體應變誘導馬氏體相變的抗力、奧氏體向馬氏體相變可利用的驅動力和由極不穩定的奧氏體向很穩定的馬氏體轉變所需的激活能所決定。如果所謂的穩定性太低或太高，在冷變形過程中相變不能穩定進行，有益的作用就受到限制。奧氏體的穩定性主要由碳含量決定。另外的重要性歸因於其它合金元素，它們影響著馬氏體相變所需的可利用的化學驅動力和激活能；奧氏體晶粒尺寸表明了在奧氏體顆粒中發現形核位置的可能性；基體的強度決定了貢獻給總驅動力的機械驅動力；由於相變造成體積改變，應力狀態被應力的三個方向狀態促進或阻止。
在貝氏體等溫轉變階段，只有碳的活動性值得一提。為獲得足夠數量和足夠穩定性的殘餘奧氏體，保溫溫度和時間都是非常重要的。這種結合是TRIP鋼良好機械性能的先決條件。太短的保溫時間導致形成極少量的貝氏體，抑制了奧氏體碳的富集程度，而碳富集是在冷卻到室溫時避免奧氏體轉變成馬氏體所必不可少的。當貝氏體形成過程中，在達到最大值前殘餘奧氏體的數量穩定增長。更多數量硬的貝氏體和因此較少的殘餘奧氏體直接與較高的強度值但明顯較差的延伸率值有關。很長的保溫時間必須避免，因為碳化物可能開始形成，會從奧氏體中奪走碳而降低了殘餘奧氏體的體積分數。如果提高保溫溫度，縮短保溫時間，對工業應用非常有益，並提供了預期的組織和有利的奧氏體性能。由於合金成分和前期工藝的差異連續退火的工藝路線也稍有不同；而對於等溫轉變的時間，應該儘量長一些，形成一定比例的貝氏體和殘餘奧氏體，並使碳在奧氏體晶界上進一步富集，在理論上也不能時間過長。實際的連續退火線上考慮到生產的經濟性一般過時效段設計為工藝速度下時大於120s。
因此，在TRIP鋼生產過程最主要的目的就是控制兩相區區退火和貝氏體等溫處理的工藝參數，以控制貝氏體轉變得到不同含量的顯微組織和不同的力學性能。貝氏體等溫溫度增加，貝氏體轉變速度加快，貝氏體量降低，殘餘奧氏體含量有上升的趨勢，奧氏體內碳含量降低，抗拉強度和屈服強度降低，延伸率先升高後降低。
5）最後冷卻
最後的緩慢冷卻階段，奧氏體可能會轉變為馬氏體，這對於無矽、高鋁的TRIP鋼更容易發生。