熱軋馬氏體和貝氏體雙相鋼擴孔性能及機理

陳繼平，董玉慶，錢健清，康永林

(1. 安徽工業大學 冶金工程學院，安徽 馬鞍山，243002；2. 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京，100083)

近年來，隨著汽車向輕量化、節能減排和高安全性方向發展，高性能熱軋雙相鋼以其強度高、屈強比低、初始加工硬化率高、低的屈強比以及連續屈服等優良的沖壓和成形性能，被廣泛地應用于汽車的保險杠、車門、車輪以及車體的縱向橫梁等各種安全零部件中[1?7]。許多學者對擴孔過程中裂紋形成及擴展機理進行研究。丁昊等[8]認為鐵素體貝氏體雙相鋼中的裂紋擴展主要是以微孔聚集機制進行，裂紋會通過鐵素體貝氏體相界面并剪斷鐵素體進行擴展。王衛衛等[9]認為擴孔裂紋的擴展與試驗鋼成分、微觀組織和裂紋尖端形貌有關，擴孔裂紋擴展機制為微孔聚集模式。李秀華等[10]分析鐵素體貝氏體雙相鋼的斷裂類型及斷裂機理，認為鐵素體貝氏體雙相鋼在擴孔過程中的斷裂類型為韌性斷裂，斷裂機理為微孔聚集斷裂機制。Fang等[11]闡明了預制圓孔的孔緣是擴孔成形的變形危險區，當該處的伸長變形超過材料的成形極限時，就會導致局部集中變形而產生裂紋或破裂。文獻中主要分析了鐵素體貝氏體雙相鋼的斷裂機理，對馬氏體雙相鋼的裂紋擴展和斷裂機理以及預制孔加工方法對馬氏體雙相鋼和貝氏體雙相鋼擴孔性能的影響則沒有相關報道。本文作者通過對擴孔后的熱軋貝氏體雙相鋼和馬氏體雙相鋼試樣斷口進行金相顯微鏡和掃描電鏡分析，研究熱軋雙相鋼裂紋開裂位置和擴展路徑，并分析了預制孔為沖孔時比鉆孔時擴孔率高的原因。

1 試驗材料和方法

采用NHB?30A多功能板料成形機對熱軋貝氏體雙相鋼SPFH590(約25%貝氏體+75%鐵素體，質量分數)和馬氏體雙相鋼 MH600DP(約 15%馬氏體+85%鐵素體，質量分數)進行擴孔試驗，試驗用熱軋貝氏體雙相鋼SPFH590和馬氏體雙相鋼MH600DP的化學成分和力學性能分別如表1和表2所示。

表1 試驗用雙相鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical compositions of dual phase steels %

表2 試驗用雙相鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of dual phase steels

2 擴孔機理

采用金相顯微鏡和掃描電鏡從微觀角度對擴孔機理進行了研究，并分析了預制孔為沖孔時擴孔性能較差的原因。

2.1 擴孔斷口分析

在擴孔試樣開裂位置附近(包含斷口)切取長×寬為10 mm×10 mm的小試樣，用酒精進行清洗。采用JSM?6490LV掃描電鏡對裂紋正面進行掃描分析，分析熱軋貝氏體雙相鋼和熱軋馬氏體雙相鋼的裂紋走向。熱軋貝氏體雙相鋼和熱軋馬氏體雙相鋼擴孔后裂紋處的SEM照片如圖1所示，預制孔為沖孔，凸模為錐模。

由圖1可見：熱軋貝氏體雙相鋼裂紋尾部長度短于熱軋馬氏體雙相鋼的裂紋尾部長度，且熱軋貝氏體雙相鋼裂紋尾部較曲折，熱軋馬氏體雙相鋼較平直。熱軋貝氏體雙相鋼主裂紋上易滋生二次裂紋，熱軋馬氏體雙相鋼上滋生的二次裂紋較少，同時，熱軋貝氏體雙相鋼裂紋起源處圓角較大，熱軋馬氏體雙相鋼裂紋起源處較尖。

2.2 金相分析

在擴孔試樣開裂位置附近(包含斷口)切取長×寬為10 mm×10 mm的小試樣，鑲嵌磨制拋光后用4%硝酸酒精進行腐蝕，采用Leica Axiovert 40MAT金相顯微鏡觀察擴孔裂紋走向。熱軋貝氏體雙相鋼和熱軋馬氏體雙相鋼裂紋尾部處組織如圖2所示。

擴孔試驗結果表明，熱軋雙相鋼組織對板料的擴孔性能影響較大。在凸模為錐模、毛刺朝上的條件下，熱軋貝氏體雙相鋼的平均擴孔率為70.82%，熱軋馬氏體雙相鋼的平均擴孔率為22.42%，熱軋貝氏體雙相鋼的平均擴孔率大于熱軋馬氏體雙相鋼的擴孔率。

熱軋馬氏體雙相鋼中的鐵素體和馬氏體兩相之間的力學性能和理化性能的差異較熱軋貝氏體雙相鋼中鐵素體和貝氏體兩相性能差異大，這種差異導致晶界之間結合力減弱，同時兩相變形抗力不等，在擠壓力作用下，因變形程度不同產生附加應力導致產生裂紋，這種裂紋常常發生在兩相界面處。熱軋貝氏體雙相鋼兩相之間在力學性能和理化性能上的差異沒有馬氏體雙相鋼明顯，有助于改善硬相的韌性，使兩相在塑性變形階段表現出一定的相容性，變形較為協調，當鐵素體產生較大塑性變形時，貝氏體也可能產生屈服，減少了兩相界面產生孔洞或微裂紋的幾率。另外，由于鐵素體是軟相，當孔洞或微裂紋產生在鐵素體內時，強度較低的鐵素體在應力場的作用下產生較大的塑性變形，減弱了裂紋附近的局部應力集中，從而阻止裂紋擴展，改善了鋼材的塑性及抗裂紋擴展性能，擴孔裂紋常常穿過鐵素體基體或兩相[12?13]。因此，熱軋馬氏體雙相鋼比熱軋貝氏體雙相鋼容易開裂，熱軋馬氏體雙相鋼的擴孔性能不如熱軋貝氏體雙相鋼。

圖1 熱軋雙相鋼裂紋處和裂紋尾部SEM圖Fig. 1 SEM micrographs of crack and crack tail of hot-rolled dual phase steels

圖2 熱軋雙相鋼裂紋尾部處組織圖Fig. 2 Microstructures of crack tail of hot-rolled dual phase steels

2.3 斷口SEM分析

對熱軋貝氏體雙相鋼和馬氏體雙相鋼擴孔試樣的斷口進行掃描電鏡觀察，分析熱軋馬氏體雙相鋼和熱軋貝氏體雙相鋼的擴孔開裂類型。熱軋貝氏體雙相鋼和馬氏體雙相鋼擴孔試樣的斷口形貌如圖3所示。由圖3可見：熱軋貝氏體雙相鋼的開裂類型屬于穿晶延性斷裂，斷口微觀形態的主要特征是韌窩。韌窩是由一些大小不等的圓形或橢圓形的凹坑組成，它是材料微區塑性變形產生的顯微空隙聚集長大，以至毗鄰，材料斷裂在斷口表面上留下的痕跡。顯微空隙是由于第二相粒子與基體的彈性和塑性性能的差異，塑性變形不一致或第二相粒子本身斷裂而形成的。在晶界、二次相界面、亞晶界夾雜物以及位錯堆積區等應變不連續的地方，當整體或局部過載時，均可生成大量的顯微空隙[14?16]。熱軋馬氏體雙相鋼的開裂是非微孔聚合型的斷裂，開裂類型屬于沿晶脆性斷裂，斷口微觀形態的主要特征是舌狀花樣。晶界面上一般相當平滑，整個斷面上多面體感很強。

2.4 預制孔的加工方法對擴孔性能影響

選擇熱軋貝氏體雙相鋼來考察預制孔為沖孔和鉆孔時對擴孔率的影響，熱軋貝氏體雙相鋼的擴孔性能如表3所示。預制孔為沖孔(左)和鉆孔(右)時的擴孔情況如圖4所示。

圖3 熱軋雙相鋼斷口形貌Fig. 3 Fracture morphology of hot-rolled dual phase steels

表3 熱軋貝氏體雙相鋼的擴孔性能Table 3 Hole expansion property of hot-rolled ferrite+bainite dual phase steels

由表3可知：在凸模同為錐模的條件下，預制孔為鉆孔時的平均擴孔率為 197.72%，其擴孔率遠大于預制孔為沖孔時的平均擴孔率69.92%。

在熱軋貝氏體雙相鋼和熱軋馬氏體雙相鋼試樣上進行沖孔，通過觀察孔緣和遠離孔緣內部組織的差異變化來分析預制孔為沖孔時其擴孔性能較差的原因。2種雙相鋼孔緣處和內部的金相組織如圖5所示。由圖5可以看出，試樣孔緣處晶粒被拉長，呈現一定的方向性。而遠離孔緣處，晶粒呈現等軸狀。沖裁加工使得孔緣處晶粒發生了明顯的改變，產生了加工硬化層、表面凸凹不平乃至微小裂紋，這些原因使得試樣伸長變形能力大幅下降。

采用HV?1000 Microhardness Tester顯微維氏硬度計對擴孔試樣進行顯微硬度測定，取擴孔試樣的1/4進行試驗，由中心孔圓弧面垂直向內每間隔1 mm打一點。維氏硬度測定載荷為0.2 kg，載荷持續作用時間為15 s。熱軋貝氏體雙相鋼和馬氏體雙相鋼沖孔試樣顯微硬度如圖6所示。

圖4 預制孔為沖孔(左)和鉆孔(右)時的擴孔試樣Fig. 4 Hole expansion samples for pierced hole (left) and drilled hole(right)

圖5 熱軋雙相鋼孔緣處和內部組織Fig. 5 Microstructures of hot-rolled dual phase steels

從圖6可以看出：熱軋貝氏體雙相鋼的顯微硬度值變化相對較小，熱軋馬氏體雙相鋼顯微硬度變化較大。產生此硬度的變化，正是源自沖孔后發生的加工硬化。此外，通過硬度測試還能發現，沖孔試樣的加工硬化區域大概在距圓孔約2 mm之內。

圖6 熱軋貝氏體雙相鋼和馬氏體雙相鋼沖孔試樣顯微硬度曲線Fig. 6 Microhardness curves of pierced samples for hot-rolled ferrite+bainite and ferrite+martensite dual phase steels

3 結論

(1) 熱軋貝氏體雙相鋼的擴孔率比熱軋馬氏體雙相鋼高，原因是熱軋馬氏體雙相鋼裂紋擴展相對容易，屬于脆性斷裂，而熱軋貝氏體雙相鋼屬于韌性斷裂。

(2) 熱軋貝氏體雙相鋼斷口微觀形態的主要特征是韌窩，開裂類型屬于穿晶延性斷裂；熱軋馬氏體雙相鋼斷口微觀形態的主要特征是舌狀花樣，開裂類型屬于沿晶脆性斷裂。

(3) 預制孔為沖孔時擴孔率低的最主要原因是沖孔過程在圓孔邊緣產生加工硬化層和毛刺，且加工硬化層起到主導作用。若在擴孔前去除2 mm厚加工硬化層和毛刺，或者采用鉆孔等方法加工中心孔則擴孔率將大幅提高。

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