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

1 前 言

近年來(lái)，中國(guó)成為世界上最大的汽車產(chǎn)銷國(guó)，隨之帶來(lái)的能源危機(jī)和環(huán)境惡化也受到人們高度關(guān)注。因此，節(jié)能、降耗、環(huán)保和安全成為新一代汽車的發(fā)展趨勢(shì)。雙相鋼因其良好的強(qiáng)塑性匹配、低屈強(qiáng)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(jié)構(gòu)件的制造，對(duì)汽車的輕量化和安全性具有很好的促進(jìn)作用。

目前，國(guó)內(nèi)外生產(chǎn)的高強(qiáng)雙相鋼主要以冷軋為主。而隨著控軋控冷技術(shù)發(fā)展，熱軋帶鋼在板型、尺寸、表面質(zhì)量和性能上均有較大提高，通過(guò)“以熱代冷”可縮減帶鋼在生產(chǎn)過(guò)程中的冷軋和退火等工序，還可避免因冷軋?jiān)斐傻募庸び不葐?wèn)題。同時(shí)，考慮到現(xiàn)有的熱軋雙相鋼大多是通過(guò)合金元素添加來(lái)達(dá)到高強(qiáng)的目標(biāo)，帶來(lái)了資源和成本問(wèn)題，也惡化了鋼的焊接性能[4-7]。與一般高強(qiáng)度鋼相比[8-9]，本文采用低成本成分設(shè)計(jì)，應(yīng)用超快冷技術(shù)為核心的新一代TMCP技術(shù)(即UFC-TMCP技術(shù))可以得到硬化的奧氏體，通過(guò)控制其相變過(guò)程獲得高性能。研究該試驗(yàn)鋼在此工藝條件下得到的組織對(duì)性能的影響，可以實(shí)現(xiàn)“高強(qiáng)減薄”和“以熱代冷”，為開(kāi)發(fā)高強(qiáng)熱軋雙相鋼及其工業(yè)化大生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)雙相鋼成分見(jiàn)表1所示。

表1 試驗(yàn)雙相鋼的主要化學(xué)成分/(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2.2 試驗(yàn)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(jī)上進(jìn)行9道次的兩階段控軋。開(kāi)軋溫度為1150℃，在結(jié)晶區(qū)進(jìn)行壓下率為62.5%的粗軋，未再結(jié)晶區(qū)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(yàn)鋼板，層流冷(LC)至700℃弛豫9s以析出鐵素體，然后進(jìn)行超快冷(UFC)，終冷到200℃以下進(jìn)行卷取(CT)，殘余亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。編號(hào)為1#樣的終軋溫度810℃，100℃卷?。?#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(yàn)鋼工藝流程圖Fig.1 Schematic diagram of test processes

試驗(yàn)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(wàn)能顯微鏡和Nova nano 400型掃描電子顯微鏡進(jìn)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(xì)結(jié)構(gòu)。按GB/T 228.1-2010沿板軋向切取3個(gè)板狀拉伸試樣，標(biāo)距為50mm，在WAW-500C型液壓式萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)量其力學(xué)性能及n值，并對(duì)拉伸斷口進(jìn)行了觀察分析。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼的工藝參數(shù)和力學(xué)性能如表2所示，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到640MPa，屈強(qiáng)比低至0.518，加工硬化n值為0.21，伸長(zhǎng)率在28%左右，試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能和成型性能較好。試驗(yàn)鋼室溫下的應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2所示，在變形初期表現(xiàn)出高的加工硬化率，是形變過(guò)程中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)與增殖使位錯(cuò)與晶界、位錯(cuò)與馬氏體島及位錯(cuò)與位錯(cuò)之間產(chǎn)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(guò)程中不會(huì)有碳原子的釘扎位錯(cuò)，未出現(xiàn)屈服平臺(tái)，表現(xiàn)出連續(xù)屈服，且屈強(qiáng)比較低。由于合金元素Cr不僅能強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變，而且擴(kuò)大了“卷取窗口”，Cr也可促進(jìn)C向奧氏體擴(kuò)散，從而降低了鐵素體的屈服強(qiáng)度，有利于低屈服強(qiáng)度雙相鋼的獲得[12]。后續(xù)發(fā)生了馬氏體的塑性變形，試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度達(dá)到640MPa。因此，雙相鋼表現(xiàn)出優(yōu)良的強(qiáng)韌性。

圖2 試驗(yàn)鋼的應(yīng)力應(yīng)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(yàn)工藝條件下的室溫組織均是由高強(qiáng)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(cè)量各試樣鐵素體和馬氏體的尺寸與體積分?jǐn)?shù)。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(dòng)，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(yàn)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(yàn)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(yàn)鋼組織中的精細(xì)結(jié)構(gòu)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(shí)，鐵素體晶粒尺寸相差比較大，大的鐵素體晶粒尺寸呈長(zhǎng)條達(dá)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(qiáng)度也最低為610MPa。組織中馬氏體以細(xì)小的島狀為主，還有少量長(zhǎng)條和塊狀馬氏體，馬氏體島作為強(qiáng)化相一方面提高鋼的抗拉強(qiáng)度；另一方面其相變后體積膨脹造成的組織應(yīng)力使基體中產(chǎn)生大量可動(dòng)位錯(cuò)，從而利于n值的提高，1#試樣馬氏體島尺寸為1.91μm，相變產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)不多，n值也較小。

2#和3#試樣的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，分別為18.78%和22.04%，其抗拉強(qiáng)度也隨之增大。由圖4可知，2#試樣的馬氏體以細(xì)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?jǐn)U散生長(zhǎng)，使碳能充分?jǐn)U散進(jìn)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(xì)結(jié)構(gòu)(如圖5)知，條狀馬氏體內(nèi)部及其附近鐵素體產(chǎn)生的位錯(cuò)密度要大，由于位錯(cuò)由軋制變形和馬氏體相變產(chǎn)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(chǎn)生的位錯(cuò)密度大，其n值相應(yīng)也高。因此，2#試樣的n值最高,達(dá)0.21。

3.3 斷口形貌

試驗(yàn)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(xiàn)白亮區(qū)，是由高應(yīng)變塑性變形并與拉伸軸呈45°的剪切應(yīng)變產(chǎn)生，為微孔聚集斷裂[9]。試驗(yàn)鋼在斷裂前，鐵素體和馬氏體都會(huì)發(fā)生劇烈的塑性變形，變形進(jìn)行到一定程度使位錯(cuò)在相界面處塞積引起應(yīng)力集中，進(jìn)而在鐵素體與馬氏體界面處萌生裂紋，裂紋在鐵素體內(nèi)迅速傳播，當(dāng)裂紋尖端靠近馬氏體-鐵素體界面時(shí)，裂紋尖端處塑性變形變小，傳播速率大大減小，當(dāng)應(yīng)力不足以形成新的裂紋時(shí)，裂紋終止于鐵素體內(nèi)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(kuò)展或微小擴(kuò)展，此時(shí)它們的萌生導(dǎo)致主裂紋改變擴(kuò)展方向，使裂紋發(fā)散變小，這樣能消耗裂紋擴(kuò)展的能量，有效地釋放應(yīng)力集中，有利于提高材料韌性。

圖6 試驗(yàn)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(qiáng)，但弛豫裂紋并阻止其擴(kuò)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(xì)小的第二相馬氏體晶粒分布彌散且不連續(xù)，這種組成相分布有利于試驗(yàn)鋼拉伸變形時(shí)流變應(yīng)力的均勻分布，有助于提高強(qiáng)度的同時(shí)抑制變形時(shí)兩相交界面尖角處的微孔形成，從而推遲頸縮的產(chǎn)生，2#試樣中鐵素體位錯(cuò)密度也較高(圖5所示)，提高了試驗(yàn)鋼的韌性[14-15]。同時(shí)，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(kuò)展的能量，有效地釋放應(yīng)力集中，提高裂紋弛豫能力，使材料均勻變形能力變強(qiáng)，所以2#試樣的韌性和n值最高。

4 結(jié) 論

本文采用低成本成分設(shè)計(jì)，應(yīng)用超快冷技術(shù)為核心的新一代TMCP技術(shù)可以實(shí)現(xiàn)“高強(qiáng)減薄”和“以熱代冷”，得到強(qiáng)韌性較好的雙相鋼，并有以下結(jié)論：

1. 試驗(yàn)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(dòng)，其含量為80%左右，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出連續(xù)屈服，塑性較好，Cr促進(jìn)C向奧氏體擴(kuò)散，降低了鐵素體的屈服強(qiáng)度，有利于得到低屈強(qiáng)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?jǐn)?shù)由16.68%增加到22.04%，抗拉強(qiáng)度隨之由610MPa增大到640MPa，n值先增加后降低。當(dāng)馬氏體含量少、尺寸小，相變產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)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(yàn)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(qiáng)，但弛豫裂紋并阻止其擴(kuò)展能力很低，小尺寸的鐵素體和馬氏體有助于在提高強(qiáng)度的同時(shí)抑制拉伸變形時(shí)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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