不同成分780 MPa級雙相鋼的顯微組織和力學性能

潘利波，周文強，譚 文，王俊霖，左治江

(1.江漢大學智能制造學院，武漢 430056；2.寶鋼股份中央研究院，武漢 430080)

0 引 言

在汽車輕量化發展的大背景下，雙相鋼因具有較高強度和良好成形性能而成為汽車白車身的重要材料。近些年，由于碰撞安全要求和輕量化需求的不斷升級，抗拉強度在780 MPa級及以上超高強雙相鋼的應用越來越廣泛，主要用于制造結構件或安全件[1-3]。

對于白車身中強度較高的結構或安全部件，其幾何形狀特點要求成形材料除具有一定的拉延性能外，還應具有良好的翻邊性能。在實際生產過程中，780 MPa級及以上超高強雙相鋼板往往會因為拉延性能不夠發生拉裂，或者翻邊性能不夠發生邊部開裂或翻孔開裂，無法滿足零件成形要求。雙相鋼的成形性能與其宏微觀性能直接相關[4]。索忠源等[5]和JENA等[6]研究認為，雙相鋼中馬氏體含量會隨著兩相區退火溫度的升高而增加，同時屈服強度和抗拉強度提升，斷后伸長率隨之降低。姜英花等[7]通過分析得到了780 MPa級合金化鍍鋅雙相鋼的最佳退火溫度和合金化溫度組合，在退火溫度800 ℃和合金化溫度520 ℃下，該鋼可獲得最佳的強度和伸長率組合，并形成細小彌散分布的馬氏體/奧氏體(M/A)組織，從而提升其擴孔翻邊性能。此外，碳元素對雙相鋼的屈服強度與抗拉強度有顯著提升作用[8]；合金元素釩可提高奧氏體淬透性，有利于產生高延伸性的鐵素體組織；而鈮元素對馬氏體形核、晶粒細化有著顯著影響[9]。目前雙相鋼的成分體系較多，不同成分體系主要通過添加合金元素來實現，而添加不同合金元素的雙相鋼的宏微觀性能存在較大差異，在進行成形時往往因拉延性能不足或翻邊性能不足出現開裂。作者選擇某鋼廠批量生產的2種不同合金成分體系的780 MPa級雙相鋼進行組織和性能的對比分析，明確了二者性能特別是擴孔性能的差異，擬為不同成分體系雙相鋼的合理應用提供依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為2種合金成分體系的780 MPa級雙相鋼：一種為高碳體系，碳質量分數在0.157%，同時添加了一定量的硅、錳、鉻等合金元素，簡稱為高碳系；另一種則降低了碳、硅和鉻元素含量，同時為保證強度添加了微量鈮元素，為提升淬透性和鋼的回火穩定性添加了一定量鉬元素，簡稱為Nb-Mo系。高碳系和Nb-Mo系試驗鋼的厚度均為1.5 mm，化學成分見表1，采用相同工藝生產，工藝流程為煉鋼→連鑄→熱軋→冷軋→連退→平整。其中，熱軋終軋溫度為(900±20) ℃，冷軋壓下率為55%65%，連退加熱溫度為(800±20) ℃，平整延伸率為(0.8±0.1)%。

表1 2種試驗鋼的化學成分(質量分數)

采用金相切割機沿軋制方向切取剖面金相試樣，經打磨、拋光，用Lepera試劑腐蝕后，采用Olympus GX71型光學顯微鏡觀察顯微組織，根據GB/T 4335-2013測算鐵素體晶粒度，并采用SISC IAS V8圖像處理軟件對金相照片進行二值分割與處理，對代表不同相的顏色進行比例測算，得到不同相的體積分數。

根據BS EN10002-1，垂直于軋制方向截取寬度為20 mm的拉伸試樣，標距為80 mm，在Zwick/Roell Z050型拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為3 mm·min-1。根據GB/T 24524-2009，在Zwick/Roell BUP400型金屬薄板成形性能試驗機上開展擴孔試驗。試樣中心孔徑d0為10 mm，當孔的邊緣出現頸縮或裂紋時，測定中心孔平均直徑d，計算擴孔率λ，計算公式為

(1)

每種材料做5組擴孔試驗，取平均值得到平均擴孔率。將試樣打磨，用OPS(二氧化硅和氧化鋁拋光液)拋光后，隨機選擇若干個區域，每個區域通過UMIS超微觀壓痕系統的納米壓頭打10×10矩陣的壓痕點，壓痕點間距為20 μm，壓痕載荷為6 mN。通過超微觀壓痕系統將壓痕深度轉換為接觸投影面積，由載荷與相應投影面積的比值關系得到納米壓痕硬度。高碳系試樣隨機選擇4個區域，共計400個壓痕點，Nb-Mo系試樣隨機選擇6個區域，共計600個壓痕點。納米壓痕會落在不同相以及相與相的交界處，利用概率密度估算方法，通過對納米硬度分布數據進行分析來獲取不同相的平均納米硬度。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出，2種試驗鋼的顯微組織均為鐵素體和馬氏體兩相組織，其中白色為馬氏體，深色為鐵素體。高碳系試驗鋼中鐵素體晶粒的平均粒徑為4.4 μm；降低碳、硅、鉻含量并添加鈮和鉬元素制備的Nb-Mo系試驗鋼的晶粒明顯細化，鐵素體晶粒的平均粒徑為3.3 μm。鈮元素是強細化鐵素體晶粒元素，會與碳和氮結合形成細小碳氮化物，從而延遲再結晶、阻止晶粒長大；鉬元素在冷軋雙相鋼中對鐵素體晶粒的細化作用不明顯，主要起到穩定鐵素體、增加淬透性的作用[10]。采用SISC IAS V8圖像處理軟件測算出高碳系試驗鋼和Nb-Mo系試驗鋼中馬氏體的體積分數分別為32%，37%，可見Nb-Mo系試驗鋼中的馬氏體含量更高。

圖1 2種試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of two test steels: (a) high-C seriesand (b) Nb-Mo series

2.2 拉伸性能和擴孔率

由表2可以看出：2種試驗鋼的拉伸性能指標均滿足GB/T 20564.2-2017中780 MPa級雙相鋼的要求；相比于Nb-Mo系試驗鋼，高碳系試驗鋼的屈服強度較低，使得屈強比較低，并且斷后伸長率較高，因此拉延成形性能較好，但其擴孔性能明顯較差；由于Nb-Mo系試驗鋼中鐵素體晶粒更細小，其屈服強度相比于高碳系試驗鋼提升了近10%，平均擴孔率提升約50%。高碳系試驗鋼中硅含量較高，其斷后伸長率優于Nb-Mo系試驗鋼，這與文獻[11]中提到的在雙相鋼中添加硅元素可以獲得較高位錯密度，從而提高加工硬化率和斷后伸長率的結論是一致的。

表2 2種試驗鋼的拉伸性能與平均擴孔率

一般而言，雙相鋼的抗拉強度主要由馬氏體的強度和含量決定。Nb-Mo系試驗鋼中的馬氏體含量高，但抗拉強度略低于高碳系試驗鋼的，推測其顯微組織中的馬氏體強度要低于高碳系試驗鋼中的。

2.3 納米壓痕硬度

由圖2可以看出,2種試驗鋼的納米壓痕硬度分布呈現明顯差異。高碳系試驗鋼的納米壓痕硬度分布在2.0～9.0 GPa之間，微觀區域之間硬度差異較大；Nb-Mo系試驗鋼的納米壓痕硬度分布在2.0～5.5 GPa之間，微觀區域之間硬度差異相對較小。2種試驗鋼組織均由鐵素體軟相和馬氏體硬相組成，可根據其納米壓痕硬度分布曲線的峰值拐點來判斷軟硬兩相的硬度。高碳系試驗鋼中的馬氏體由于碳含量較高而硬度較高，最高達到9.0 GPa，鐵素體硬度較低，最低為2.0 GPa；Nb-Mo系試驗鋼由于采用了低碳成分體系，馬氏體硬度最高僅為5.5 GPa，鐵素體硬度最低仍為2.0 GPa。Nb-Mo系試驗鋼的納米壓痕硬度特別是馬氏體硬度的分布更集中，說明馬氏體性能更穩定；高碳系試驗鋼中的馬氏體硬度分布較發散，說明馬氏體性能不穩定。

圖2 2種試驗鋼的納米壓痕硬度統計分布Fig.2 Statistical distribution of nanoindentation hardness fortwo test steels: (a) high-C series and (b) Nb-Mo series

由表3可以看出：Nb-Mo系試驗鋼由于鐵素體晶粒細化，其平均納米壓痕硬度為3.3 GPa，高于高碳系試驗鋼的，平均硬度相差近10%，可見微合金元素鈮的細晶強化作用比較顯著；Nb-Mo系試驗鋼中馬氏體由于碳含量低，其平均硬度僅為4.6 GPa，低于高碳系試驗鋼的。由顯微組織分析結果可知，高碳系試驗鋼中的馬氏體含量低于Nb-Mo系試驗鋼，理論推測其抗拉強度應低于Nb-Mo系試驗鋼，但實際測試結果相反，這說明高碳系試驗鋼中的馬氏體強度高于Nb-Mo系試驗鋼的；納米壓痕硬度的結果正好驗證了這一分析。

表3 2種試驗鋼中鐵素體和馬氏體的納米壓痕硬度

由表3還可以看出，Nb-Mo系試驗鋼中鐵素體和馬氏體兩相的納米壓痕硬度差為1.3 GPa，明顯低于高碳系試驗鋼中的2.5 GPa。一般而言，金屬材料的硬度是由其塑性變形抗力決定的。材料的強度越高，塑性變形抗力越大，硬度越高，即材料硬度和強度有著一定的對應關系。在實際應用中，低成本的高碳系鋼主要應用于對拉延性能要求較高的零件成形，Nb-Mo系鋼主要應用于對擴孔翻邊性能有一定要求的零件成形。相比于高碳系試驗鋼，Nb-Mo系試驗鋼的平均擴孔率提升了50%左右，其關鍵在于Nb-Mo系試驗鋼中軟硬兩相硬度差較小；軟硬兩相的強度差會直接影響到其翻邊擴孔性能。這也從微觀上解釋了雙相鋼平均擴孔率存在高低且不同材料適用于不同應用場合的原因。

3 結 論

(1) 高碳系試驗鋼和Nb-Mo系試驗鋼均由鐵素體和馬氏體兩相組成，由于鈮元素能細化鐵素體晶粒，因此Nb-Mo系試驗鋼中的鐵素體晶粒粒徑小于高碳系試驗鋼中的；與高碳系試驗鋼相比，Nb-Mo系試驗鋼的屈服強度和屈強比較高，斷后伸長率較低，拉延成形性能較差。

(2) 高碳系試驗鋼中馬氏體碳含量提升，因此馬氏體平均硬度較高，但馬氏體硬度分布較發散；Nb-Mo系試驗鋼中的馬氏體硬度分布更集中，組織分布更穩定和均勻。

(3) Nb-Mo系試驗鋼中鐵素體和馬氏體兩相的納米壓痕硬度差更小，其擴孔性能更優。