高強熱軋雙相鋼中組織對性能的影響

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(1.武漢科技大學材料與冶金學院，湖北 武漢 430080； 2.漣源鋼鐵有限公司技術中心，湖南 婁底 417009)

1 前 言

近年來，中國成為世界上最大的汽車產銷國，隨之帶來的能源危機和環境惡化也受到人們高度關注。因此，節能、降耗、環保和安全成為新一代汽車的發展趨勢。雙相鋼因其良好的強塑性匹配、低屈強比、高初始加工硬化率及良好的疲勞性能[1-3]，被廣泛用于汽車結構件的制造，對汽車的輕量化和安全性具有很好的促進作用。

目前，國內外生產的高強雙相鋼主要以冷軋為主。而隨著控軋控冷技術發展，熱軋帶鋼在板型、尺寸、表面質量和性能上均有較大提高，通過“以熱代冷”可縮減帶鋼在生產過程中的冷軋和退火等工序，還可避免因冷軋造成的加工硬化等問題。同時，考慮到現有的熱軋雙相鋼大多是通過合金元素添加來達到高強的目標，帶來了資源和成本問題，也惡化了鋼的焊接性能[4-7]。與一般高強度鋼相比[8-9]，本文采用低成本成分設計，應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，通過控制其相變過程獲得高性能。研究該試驗鋼在此工藝條件下得到的組織對性能的影響，可以實現“高強減薄”和“以熱代冷”，為開發高強熱軋雙相鋼及其工業化大生產提供理論依據。

2 試驗材料及方法

2.1 試驗材料

試驗雙相鋼成分見表1所示。

表1 試驗雙相鋼的主要化學成分/(質量分數，%)

2.2 試驗方法

將鑄坯鍛成40×80×120mm坯料，加熱到1200℃保溫1h，然后在二輥可逆熱軋機上進行9道次的兩階段控軋。開軋溫度為1150℃，在結晶區進行壓下率為62.5%的粗軋，未再結晶區壓下率為73.3%的精軋，終軋溫度(FDT)為820℃左右，軋成厚度為4mm試驗鋼板，層流冷(LC)至700℃弛豫9s以析出鐵素體，然后進行超快冷(UFC)，終冷到200℃以下進行卷取(CT)，殘余亞穩奧氏體轉變為馬氏體。編號為1#樣的終軋溫度810℃，100℃卷取；2#樣終軋溫度為820℃，100℃卷取，3#樣的終軋溫度為825℃，180℃卷取。其工藝流程圖如圖1所示。

圖1 試驗鋼工藝流程圖Fig.1 Schematic diagram of test processes

試驗鋼組織顯示用4%硝酸酒精溶液，金相分析分別采用ZEISS(蔡氏)Axioplan2型萬能顯微鏡和Nova nano 400型掃描電子顯微鏡進行。之后，制取雙噴減薄試樣用于透射電鏡(TEM)觀察，以分析組織中的精細結構。按GB/T 228.1-2010沿板軋向切取3個板狀拉伸試樣，標距為50mm，在WAW-500C型液壓式萬能材料試驗機上進行拉伸試驗，測量其力學性能及n值，并對拉伸斷口進行了觀察分析。

3 試驗結果與分析

3.1 力學性能

試驗鋼的工藝參數和力學性能如表2所示，其抗拉強度達到640MPa，屈強比低至0.518，加工硬化n值為0.21，伸長率在28%左右，試驗鋼的力學性能和成型性能較好。試驗鋼室溫下的應力應變曲線如圖2所示，在變形初期表現出高的加工硬化率，是形變過程中位錯的運動與增殖使位錯與晶界、位錯與馬氏體島及位錯與位錯之間產生頻繁的相互作用, 得到高加工硬化率的鐵素體[10-11]。而鐵素體中碳含量很低，形變過程中不會有碳原子的釘扎位錯，未出現屈服平臺，表現出連續屈服，且屈強比較低。由于合金元素Cr不僅能強烈推遲珠光體轉變和貝氏體轉變，而且擴大了“卷取窗口”，Cr也可促進C向奧氏體擴散，從而降低了鐵素體的屈服強度，有利于低屈服強度雙相鋼的獲得[12]。后續發生了馬氏體的塑性變形，試驗鋼抗拉強度達到640MPa。因此，雙相鋼表現出優良的強韌性。

圖2 試驗鋼的應力應變曲線Fig.2 Stress strain curve of the tested steel

NumberProcessparametersMechanicalpropertieFDT/℃CT/℃Rp02/MPaRm/MPaRp02/RmA50/%n1#8101004116100674280152#8201003246250518260213#825180355640055528019

3.2 組織

DP600鋼在試驗工藝條件下的室溫組織均是由高強度高硬度的馬氏體呈島狀彌散分布在較軟的鐵素體基體上組成(如圖3)。采用IPP圖像分析處理軟件測量各試樣鐵素體和馬氏體的尺寸與體積分數。各試樣鐵素體的平均晶粒尺寸分別為：5.12，4.36和5.31μm，約在5μm處波動，整體上隨終軋溫度升高而升高;鐵素體和馬氏體的尺寸與分布隨著終軋溫度的升高更加等軸化和均勻化，其SEM組織如圖4所示。

圖3 試驗鋼的金相組織照片 (a) 1#； (b) 2#； (c) 3#Fig.3 Microstructures of the tested steel (a) 1#； (b) 2#； (c) 3#

圖4 試驗鋼組織的SEM照片 (a) 1#； (b) 2#； (c) 3#Fig.4 SEM micrographs of the tested steel (a) 1#； (b) 2#； (c) 3#

圖5 試驗鋼組織中的精細結構照片(TEM) (a) 2#； (b) 3#Fig.5 Fine structure of the tested steel (TEM) (a) 2#； (b) 3#

1#試樣的終軋溫度最低為810℃時，鐵素體晶粒尺寸相差比較大，大的鐵素體晶粒尺寸呈長條達到10μm，小的鐵素體晶粒尺寸多呈等軸狀為2μm～3μm，馬氏體含量較少，為16.68%，使其抗拉強度也最低為610MPa。組織中馬氏體以細小的島狀為主，還有少量長條和塊狀馬氏體，馬氏體島作為強化相一方面提高鋼的抗拉強度；另一方面其相變后體積膨脹造成的組織應力使基體中產生大量可動位錯，從而利于n值的提高，1#試樣馬氏體島尺寸為1.91μm，相變產生的可動位錯不多，n值也較小。

2#和3#試樣的馬氏體體積分數逐漸增加，分別為18.78%和22.04%，其抗拉強度也隨之增大。由圖4可知，2#試樣的馬氏體以細小島狀和條狀為主，3#試樣的馬氏體以塊狀和條狀為主，這是由于2#和3#試樣的終軋溫度高，鐵素體充分擴散生長，使碳能充分擴散進入奧氏體中，增大奧氏體淬透性，得到大比容的條狀和塊狀馬氏體從而提高了n值[13]。

由2#和3#試樣組織中的精細結構(如圖5)知，條狀馬氏體內部及其附近鐵素體產生的位錯密度要大，由于位錯由軋制變形和馬氏體相變產生，而軋制變形量相同，條狀馬氏體比塊狀馬氏體單位體積的相界面面積要大，馬氏體相變后使相鄰晶界處產生的位錯密度大，其n值相應也高。因此，2#試樣的n值最高,達0.21。

3.3 斷口形貌

試驗鋼拉伸后的斷口形貌如圖6所示，從圖中可以看到多條微裂紋(圖6(a)所示)和明顯的韌窩(圖6(b)所示)，韌窩邊部出現白亮區，是由高應變塑性變形并與拉伸軸呈45°的剪切應變產生，為微孔聚集斷裂[9]。試驗鋼在斷裂前，鐵素體和馬氏體都會發生劇烈的塑性變形，變形進行到一定程度使位錯在相界面處塞積引起應力集中，進而在鐵素體與馬氏體界面處萌生裂紋，裂紋在鐵素體內迅速傳播，當裂紋尖端靠近馬氏體-鐵素體界面時，裂紋尖端處塑性變形變小，傳播速率大大減小，當應力不足以形成新的裂紋時，裂紋終止于鐵素體內部(圖6(b)所示)。若晶粒尺寸小，這些二次微裂紋通常萌生后不擴展或微小擴展，此時它們的萌生導致主裂紋改變擴展方向，使裂紋發散變小，這樣能消耗裂紋擴展的能量，有效地釋放應力集中，有利于提高材料韌性。

圖6 試驗鋼拉伸斷口形貌照片 (a) 1#； (b) 2#Fig.6 Tensile fracture morphology of the tested steel (a) 1#； (b) 2#

鐵素體形變能力最強，但弛豫裂紋并阻止其擴展能力很低，1#試樣的鐵素體含量最多，其弛豫裂紋的能力最弱，使其韌性和n值均較低。由顯微組織觀察知，2#試樣的鐵素體含量比3#試樣多，但其鐵素體和馬氏體尺寸均比3#試樣小，細小的第二相馬氏體晶粒分布彌散且不連續，這種組成相分布有利于試驗鋼拉伸變形時流變應力的均勻分布，有助于提高強度的同時抑制變形時兩相交界面尖角處的微孔形成，從而推遲頸縮的產生，2#試樣中鐵素體位錯密度也較高(圖5所示)，提高了試驗鋼的韌性[14-15]。同時，2#試樣的鐵素體和馬氏體尺寸均較3#試樣小，容易使裂紋改變方向，消耗裂紋擴展的能量，有效地釋放應力集中，提高裂紋弛豫能力，使材料均勻變形能力變強，所以2#試樣的韌性和n值最高。

4 結 論

本文采用低成本成分設計，應用超快冷技術為核心的新一代TMCP技術可以實現“高強減薄”和“以熱代冷”，得到強韌性較好的雙相鋼，并有以下結論：

1. 試驗鋼微觀組織為鐵素體+馬氏體，鐵素體平均晶粒尺寸在5μm處波動，其含量為80%左右，試驗鋼表現出連續屈服，塑性較好，Cr促進C向奧氏體擴散，降低了鐵素體的屈服強度，有利于得到低屈強比雙相鋼。

2. 隨著終軋溫度的升高，馬氏體的尺寸由1.91μm增加到5.12μm，馬氏體的體積分數由16.68%增加到22.04%，抗拉強度隨之由610MPa增大到640MPa，n值先增加后降低。當馬氏體含量少、尺寸小，相變產生的可動位錯不多，n值較小；條狀馬氏體比塊狀馬氏體的n值要高。

3. 從試驗鋼拉伸后的斷口可以看到多條微裂紋和明顯的韌窩，為微孔聚集斷裂。鐵素體變形能力最強，但弛豫裂紋并阻止其擴展能力很低，小尺寸的鐵素體和馬氏體有助于在提高強度的同時抑制拉伸變形時兩相交界面的尖角處微孔的形成，也容易使裂紋改變方向，提高弛豫裂紋能力，有利于韌性和n值提高。

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