DP600雙相鋼的顯微組織與力學性能

熊維亮吳 騰

（1.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司技術中心 湖南婁底 417000 2.武漢科技大學 湖北武漢 430000）

DP600雙相鋼的顯微組織與力學性能

熊維亮1吳 騰2

（1.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司技術中心 湖南婁底 417000 2.武漢科技大學 湖北武漢 430000）

以熱軋C-Mn系雙相鋼為研究對象，通過UFC-TMCP技術工藝實驗，得到了不同部位的實驗鋼樣品，研究了不同部位的DP鋼的微觀組織及其對力學性能的影響。研究結果表明：該實驗鋼主要是馬氏體與鐵素體的雙相組織，實驗鋼的強韌性較好；通過控制卷取溫度、冷卻速度和終軋溫度，可以得到不同的微觀組織形貌和力學性能的熱軋雙相鋼。

DP600雙相鋼；超快冷技術；微觀組織；力學性能

1 引言

雙相鋼因其具有良好的強塑性匹配及冷變形性能，最早用于汽車沖壓件，后來應用于高強度鋼筋和非調質高強度螺栓沖壓件等[1]。汽車質量每減輕10%，則油耗可下降8～10%，發展汽車用高強度鋼板可以有效達到減輕車體質量和節能減排[2]。

考慮到合金元素添加帶來的資源和成本問題，采用超快冷技術為核心的新一代TMCP技術（即UFC-TMCP技術）可以得到硬化的奧氏體，通過控制其相變，可以在鋼中合金元素減量化和低碳化條件下獲得高性能。研究在此UFC-TMCP技術工藝下的組織形態及其對力學性能的影響，為進一步指導將來的工業化大生產提供一定的理論依據。

2 實驗材料與方法

2.1 實驗材料

本試驗原料采用真空脫氣處理，實際成分見表1。從成分上看DP600鋼中合金加入量很少，為低碳中錳鋼。

表1 實驗雙相鋼的主要化學成分

2.2 試驗方法

將鑄坯鍛成40mm×80mm×130mm的坯料，然后將其加熱到1200℃，再在試驗軋機上進行7道次軋制，開軋溫度為1140℃，終軋溫度800～840℃，軋成厚度為3.8mm試驗鋼板弛豫9s后進行超快冷（UFC），冷卻到所需的卷取溫度進行卷取，接著按國標GBT 20887.3-2010，測定與軋向垂直的A80樣的拉伸力學性能與n值，并按軋向從頭部到尾部均勻間隔取4個樣進行編號。

2.3 組織觀察

將試樣制備成標準的金相試樣，用4%硝酸酒精溶液進行侵蝕以觀察組織，同時用lepera溶液侵蝕，并利用ZEISS（蔡氏）Axioplan2型萬能顯微鏡（OM）進行各種組織的觀察和定量分析，接著利用Nova nano 400型掃描電子顯微鏡（SEM）對馬氏體雙相鋼組織進行電鏡微觀觀察與分析。

3 試驗結果與分析

3.1 雙相鋼的組織觀察及分析

圖1示DP600鋼的顯微組織，均是鐵素體+馬氏體，鐵素體連成一片形成軟的基體組織，高強度高硬度的馬氏體彌散分布其中，強化鐵素體基體，白亮為鐵素體，顏色較深的為馬氏體島，這是低碳鋼馬氏體自回火的原因。其中1#中熱軋條帶組織不明顯，4#有偏析帶出現，這可能是澆注后期連鑄坯拉速突變引起的。

圖2是雙相鋼的SEM組織觀察，馬氏體島較硬凸出，鐵素體較軟凹下去。馬氏體島成長條，長條平行于軋面（圖2a），這是形變奧氏體成餅形后轉變而成。形變帶對鐵素體或馬氏體形成均有促進的作用。圖2b中可以看出馬氏體島在平行軋向面上成輕微條帶狀較。組織中有長條馬氏體島，也有塊狀馬氏體島，鐵素體有等軸狀傾向。平行于軋向的觀察面上馬氏體尺寸要小，垂直于軋向面上馬氏體可以看到板條馬氏體。3#樣的馬氏體島中未出現片狀馬氏體的痕跡（如圖2c所示），板條馬氏體的體積膨脹造成組織應力有限，不能過多形成林位錯組態，對加工硬化指數n值貢獻有限。4#樣取自于實驗鋼尾部，過冷奧氏體向鐵素體轉變時間充分，鐵素體充分擴散長大，奧氏體中含碳量超過0.2%淬火就會出現片狀馬氏體，所以剩余奧氏體能轉變成片狀馬氏體組織。

圖1 試驗鋼的顯微組織圖

圖2 試驗鋼的SEM組織圖

3.2 力學性能結果及機理分析

試驗鋼的力學性能結果如表2所示。由表中數據可知，該實驗鋼屈服強度達到410.2MPa，抗拉強度達到625.2MPa，加工硬化n值有0.205，伸長率高達26.20%，說明試驗鋼的力學性能和成型性能較好。試驗鋼的應力應變曲線如圖3所示，隨著變形進行，位錯不斷增值并在相界面塞積，在初期表現出高的加工硬化率，由于鐵素體碳含量很低，形變過程中不會有碳原子的釘扎位錯，因此，又表現出連續屈服，后續發生了馬氏體的塑形變形。由金相和掃描電鏡觀察可以看出，這種雙相混合組織中的位錯亞晶結構起到細化晶粒的作用。因此，雙相鋼表現出優良的強韌性。

1#試樣取自于鋼卷頭部處，強度性能不足，但加工硬化率n值高。這是因為頭部開始軋制，軋制溫度較低（終軋800℃），并且熱軋后低溫輥道使軋板冷卻較快，形變亞結構保留較多。這樣使奧氏體冷卻相變時候新相形核多，馬氏體數量多且分布比較彌散，所以加工硬化率高，但形變亞結構導致相變時候鐵素體大量形成，導致馬氏體量總量較少（如圖2a所示），從而強度不足。而2#和4#樣強度和加工硬化性能均佳，這兩組的終軋溫度幾乎相同，奧氏體中參與相變的形變亞結構密度相同，等軸晶粒鐵素體基體上分布有馬氏體島，馬氏體島有等軸狀傾向，其作為強化相一方面提高鋼的抗拉強度；另一方面其相變體積膨脹所造成的組織應力使基體中產生大量可動位錯，從而利于n值。3#試樣終軋溫度低，卷取溫度也低，使馬氏體相變驅動力過大，小尺寸馬氏體島所造成組織應力有限，產生可動位錯不多，所以n值小。

表2 試驗鋼的力學性能

圖3 試驗鋼的應力應變曲線圖

4 結論

（1）試驗鋼在常規熱連軋后應用超快冷技術，可以生產出DP600級雙相鋼，其微觀組織為鐵素體與馬氏體，馬氏體呈島狀分布于鐵素體晶粒間，馬氏體體積分數約為15%。

（2）雙相鋼具有細化晶粒、晶界強化、第二相彌散強化、亞晶結構等強韌化機制。

（3）通過合理的控軋控冷工藝，可以使熱軋雙相鋼的屈服強度達到410.2MPa，抗拉強度達到625.2MPa，加工硬化n值有0.205，伸長率高達26.20%。

[1]康永林，等.汽車用雙向鋼板的開發與研究進展[J].汽車工藝與材料，2006（5）：1～5.

[2]馬鳴圖，M.F.Shi.先進的高強度鋼及其在汽車工業中的應用[J].鋼鐵，2004，39（7）：68～72.

TG335.11

A

1004-7344（2016）05-0317-02

2016-1-13

熊維亮（1986-），男，助工，本科，主要從事汽車用鋼研究。

吳騰（1986-），男，助工，碩士研究生，主要從事實驗教學及鋼的控扎控冷研究。