冷軋變形量和熱處理工藝對780 MPa級雙相鋼顯微組織和力學性能的影響

徐星星 魏立群 付 斌 馮 鑫

(上海應用技術大學材料科學與工程學院，上海 201418)

冷軋雙相鋼顯微組織由鐵素體基體和馬氏體組成，因其屈服強度低、抗拉強度高、延展性好以及初始加工硬化率高而受到廣泛關注[1- 3]。尤其是其強韌性好，可減輕汽車質量，從而滿足汽車安全和節能的要求[4]。在國際鋼鐵協會超輕鋼車體計劃- 先進概念車和美國新一代汽車伙伴計劃項目中，單車的雙相鋼用量為162.25 kg，約占整車用先進高強度鋼板的74.3%[5]。目前主要采用直接熱軋或通過熱處理來改善雙相鋼的力學性能。在通過熱處理改善雙相鋼力學性能方面，研究者們已做了大量試驗研究，如馬氏體的分布、形態及尺寸對雙相鋼性能的影響[6]、鐵素體晶粒尺寸對雙相鋼變形行為的影響[7]、鐵素體和馬氏體含量對雙相鋼性能的影響[8- 9]等。在熱處理工藝方面，鄧潔等[10]采用分級淬火工藝獲得了抗拉強度為840 MPa、斷后伸長率為10.8%的雙相鋼；Ashrafi等[11]采用二次淬火工藝獲得了抗拉強度為734 MPa、斷后伸長率為31.3%的雙相鋼；張增良等[12]采用合理的控制冷卻工藝獲得了抗拉強度為830 MPa、斷后伸長率為17.3%的雙相鋼。

本文研究了冷軋變形量對780 MPa級雙相鋼加熱過程中組織變化的影響，確定了最佳的冷軋變形量。在此基礎上進一步研究了雙相鋼在不同溫度加熱時鐵素體的回復、再結晶及轉變為奧氏體的規律，確定了750 ℃加熱時的最佳保溫時間。并據此進一步研究了加熱溫度對雙相鋼組織和性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗用780 MPa級冷軋雙相鋼板的厚度為2.7 mm，化學成分見表1，其原始組織為鐵素體和少量珠光體。采用Thermo- Calc軟件對試驗鋼進行熱力學計算，獲得其相變點Ac1為715.8 ℃，Ac3為827.9 ℃。

表1 試驗用780 MPa級冷軋雙相鋼板的化學成分(質量分數)

為了研究冷軋變形量對雙相鋼加熱過程中組織變化的影響，將4組厚度為2.7 mm的鋼板分別冷軋至1.8、1.24、0.9、0.7 mm厚，冷軋壓下率分別為33%、54%、67%、74%。從4組鋼板中切取長110 mm、寬50 mm的試板，置于750 ℃馬弗爐中加熱300 s后水冷。

為了研究冷軋變形量為74%的雙相鋼在不同溫度加熱不同時間時鐵素體的回復、再結晶及轉變規律，制備了4組10 mm×8 mm×0.7 mm的小試樣，按表2參數在馬弗爐中加熱后水冷。

表2 小試樣的加熱溫度和保溫時間

為了研究加熱溫度對冷軋變形量為74%的雙相鋼組織和性能的影響，取4組110 mm×50 mm×0.7 mm的試板分別在690、750、810、870 ℃加熱300 s后水冷。金相試樣經體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡進行金相檢驗以及能譜分析。采用維氏硬度計測量試樣硬度，試驗力為200 g。采用微機控制電子萬能試驗機進行拉伸試驗，試樣標距為40 mm。

2 試驗結果與分析

2.1 冷軋變形量對雙相鋼組織和硬度的影響

圖1為冷軋變形量為33%、54%、67%和74%的試板在750 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織。圖1(a)中只有少量的鐵素體發生再結晶，大部分晶粒仍保持類似纖維帶狀的“長條狀”。圖1(b)中發生再結晶的鐵素體量明顯多于圖1(a)。圖1(c)中帶狀組織已消失，鐵素體已經全部再結晶，沒有馬氏體。圖1(d)為鐵素體和馬氏體雙相組織，其中白亮色多邊形組織為鐵素體，鐵素體晶界分布有形狀不規則的灰色島狀馬氏體。

圖1 不同冷軋變形量的雙相鋼板在750 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織

冷軋變形量為33%、54%和67%的試板，在750 ℃加熱300 s，雖然加熱溫度高于Ac1，但由于加熱速度較快，其相變驅動力不足以產生奧氏體，水冷后只有鐵素體組織。而冷變形74%的試板，其形變能提高了相變驅動力，從而促進奧氏體的形成，水冷后形成鐵素體和馬氏體雙相組織。

從圖2可知，冷軋變形量為33%、54%和67%的試板在750 ℃加熱300 s后，其顯微硬度隨冷軋變形量的增大而降低。這是因為隨著冷軋變形量的增大，鋼的形變儲能增大，鐵素體發生再結晶的驅動力增大，再結晶過程中的形核點更多且長大更快速[13]，加熱后有更多的鐵素體發生再結晶，從而使鋼的硬度降低。變形量大于74%時，雙相鋼的顯微硬度隨著變形量的增大而提高。這是因為冷軋變形量增大到74%以上時，形變儲能進一步增大，加熱時不僅促進鐵素體再結晶，還促進奧氏體轉變，即水冷后奧氏體轉變為馬氏體，形成鐵素體和馬氏體雙相組織，提高了試板的硬度。

圖2 試板加熱后顯微硬度隨冷軋變形量的變化

2.2 鐵素體的再結晶和轉變規律

從圖3可知，690 ℃加熱后水冷的雙相鋼硬度隨加熱時間的延長，先緩慢降低后快速降低至一穩定值，說明690 ℃加熱的雙相鋼中沒有奧氏體生成。750 ℃加熱180 s水冷的雙相鋼硬度開始提高；810 ℃加熱90 s水冷的雙相鋼硬度開始提高；870 ℃加熱45 s水冷的雙相鋼硬度開始提高。可見隨著加熱溫度的升高，淬火后硬度開始提高的加熱時間從750 ℃的180 s減少到870 ℃的45 s，而奧氏體水冷轉變為馬氏體是雙相鋼硬度提高的主要原因，說明加熱溫度升高能促進奧氏體轉變為馬氏體。

圖3 雙相鋼試板在不同溫度加熱水冷后的硬度隨加熱時間的變化

由圖3可知，雙相鋼試板在不同溫度加熱不同時間水冷后，表面硬度均低于心部。因為試板冷軋后表面形變量大于心部，形變儲能更高，加熱后表面組織先發生回復和再結晶。由于心部形變能小于表面，回復與再結晶速度小于表面，所以在奧氏體轉變前試板的表面硬度低于心部。當加熱時間足以使鋼的組織發生奧氏體轉變時，試板心部的形變能高于表面，有利于奧氏體轉變，所以試板心部產生的奧氏體量多于表面，水冷后心部馬氏體量多于表面[14- 15]。

2.3 加熱溫度對雙相鋼組織和性能的影響

2.3.1 顯微組織

冷軋變形量為74%的雙相鋼試板在690 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織如圖4(a)所示。鐵素體基體及其晶界彌散分布著細小的碳化物顆粒，能譜分析表明試板含有較多的Cr和Mo元素。Cr和Mo是提高碳化物穩定性的元素，在690 ℃加熱300 s不足以使試板中的碳化物完全溶解[16]。

冷軋變形量為74%的試板在750 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織如圖4(b)所示。其中多邊形組織為鐵素體，鐵素體晶界分布著形狀不規則的島狀馬氏體，其體積分數為32.25%，鐵素體基體中還彌散分布著細小的碳化物顆粒。能譜分析表明：馬氏體中碳的質量分數為0.11%、錳的質量分數為2.39%，明顯高于試驗鋼板的名義C和Mn含量。有研究表明，這種馬氏體島是馬氏體孿晶與薄膜奧氏體的混合物[17]。

冷軋變形量為74%的試板在810 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織如圖4(c)所示。可見馬氏體呈明顯的板塊狀，其數量明顯增多，體積分數為61.4%。能譜分析表明：馬氏體中碳的質量分數為0.08%、錳的質量分數為2.02%，接近試驗鋼板的名義C和Mn含量。

冷軋變形量為74%的試板在870 ℃加熱300 s水冷后的顯微組織如圖4(d)所示，為粗大的板塊狀馬氏體。能譜分析表明：馬氏體中碳的質量分數為0.08%、錳的質量分數為2.08%，較接近試驗鋼板的名義C和Mn含量。

圖4 雙相鋼試板在不同溫度加熱300 s水冷后的顯微組織

以上試驗結果表明：低溫(750 ℃)加熱時，奧氏體在鐵素體與珠光體交界處形核，長大緩慢，晶粒細小，C、Mn等元素的含量較高。而高溫(810 和870 ℃)加熱相同時間獲得的奧氏體晶粒較粗大，C、Mn等元素的含量降低，導致淬火后馬氏體形貌發生改變[18]。

2.3.2 力學性能

冷軋變形量為74%的試板在不同溫度加熱300 s水冷后的工程應力- 工程應變曲線如圖5所示。隨著加熱溫度的升高，鋼的抗拉強度從690 ℃的545 MPa提高到了870 ℃的1 082 MPa。這主要是因為隨著加熱溫度的升高，奧氏體含量增加，水冷獲得的馬氏體更多。雙相鋼屈服強度升高的主要原因是：隨著加熱溫度的升高，鐵素體含量減少，組織中可動位錯減少，變形時屈服不易發生。鋼的斷后伸長率隨著加熱溫度的升高而減小，690 ℃加熱的試板斷后伸長率為21.58%，750 ℃加熱的試板為13.92%，810 ℃加熱的試板為10.71%，870 ℃加熱的試板為4.03%。其中750 ℃加熱水冷的試板抗拉強度為795 MPa，斷后伸長率為13.92%，強塑積達11 066.4 MPa·%，綜合力學性能較好。而810 ℃加熱300 s水冷的試板抗拉強度為1 025 MPa，斷后伸長率為10.71%，強塑積為10 977.75 MPa·%，略低于前者。

圖5 雙相鋼試板在不同溫度加熱300 s水冷后的工程應力- 工程應變曲線

3 結論

(1)780 MPa級冷軋雙相鋼進行74%的冷軋變形，不僅能有效促進其在隨后的加熱過程中鐵素體再結晶，還可以促進奧氏體轉變，從而獲得鐵素體和馬氏體雙相組織。

(2)780 MPa級冷軋雙相鋼冷軋后的加熱溫度越高，鐵素體完成再結晶的時間越短，鐵素體和珠光體越容易轉變成奧氏體，從而增加鋼水冷后的馬氏體量。

(3)冷軋變形量為74%的780 MPa級雙相鋼，隨著加熱溫度的升高，馬氏體形態從分散的島狀變成板塊狀，相同溫度加熱相同時間水冷的雙相鋼試板，表面馬氏體量低于心部。

(4)冷軋變形量為74%、在750 ℃加熱300 s水冷的780 MPa級雙相鋼，力學性能較好，抗拉強度為795 MPa，斷后伸長率為13.92%。