熊維亮， 梁 文， 吳 騰， 梁 亮， 吳浩鴻

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

先進(jìn)高強(qiáng)鋼(AHSS)強(qiáng)度和塑性配合良好，同時(shí)在高強(qiáng)度下還具有較好的成形性能與高的初始加工硬化率，可使其在減重的同時(shí)具有較高的安全碰撞性能。因此，AHSS鋼廣泛應(yīng)用于汽車生產(chǎn)制造中，其中雙相鋼是典型代表。雙相鋼(DP)由鐵素體軟相和馬氏體硬相復(fù)合而成，通過兩相的協(xié)調(diào)變形可獲得良好的綜合性能，可用于高強(qiáng)度和易成形的汽車結(jié)構(gòu)件，如車輪、懸掛系統(tǒng)和底盤結(jié)構(gòu)件等[1-3]。

目前，汽車工業(yè)使用的鋼鐵材料仍以冷軋為主，但冷軋?jiān)黾恿松a(chǎn)工序，延長了生產(chǎn)周期，提高了生產(chǎn)成本[4]。隨著控軋控冷技術(shù)(TMCP)的發(fā)展，特別是超快冷技術(shù)的應(yīng)用，使熱軋雙相鋼的性能更加均勻。開發(fā)的熱軋雙相鋼具有成本低、性能優(yōu)良的特點(diǎn)，通過“以熱代冷”工藝技術(shù)實(shí)現(xiàn)生產(chǎn)企業(yè)與用戶的雙贏[5-6]。本文基于合金減量化原則，在低碳低合金成分設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)上應(yīng)用超快冷技術(shù)(UCF)，研究了控冷工藝對熱軋雙相鋼組織與性能的影響，為雙相鋼的穩(wěn)定生產(chǎn)提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用真空爐冶煉，其主要化學(xué)成分如表1所示。其中低碳有利于提高成形性和焊接性能，適量的Mn和Cr可提高鋼的淬透性以獲得高強(qiáng)度。

圖1 不同控冷工藝下試驗(yàn)鋼的顯微組織(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3Fig.1 Microstructure of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 2； (c) process 3

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將冶煉后的鑄坯經(jīng)鍛造得到42 mm×80 mm×125 mm的坯料，然后將坯料放入1200 ℃爐中保溫1.5 h 使其完全奧氏體化，之后進(jìn)行兩階段控制軋制(再結(jié)晶區(qū)粗軋和未再結(jié)晶區(qū)精軋)，開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度(FDT)約為820 ℃[7]，接著將鋼板超快冷至700 ℃左右，弛豫5～9 s，以析出先共析鐵素體，最后快冷至100～200 ℃卷取(CT)，得到厚度為3.8 mm的熱軋雙相鋼，其控軋控冷工藝參數(shù)如表2所示。將成品沿縱截面線切割制取金相試樣，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕后進(jìn)行組織觀察，采用型號(hào)ZEISS顯微鏡進(jìn)行OM觀察和定量分析，采用Nova nano 400掃描電鏡和JEM-2100F透射電鏡進(jìn)行精細(xì)結(jié)構(gòu)分析，力學(xué)性能與n值采用WAW-500C型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測量，拉伸速度為2 mm/min，試樣標(biāo)距為50 mm。

表2 試驗(yàn)鋼的UFC-TMCP工藝參數(shù)

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

不同控冷工藝處理試驗(yàn)鋼的顯微組織如圖1所示，均為鐵素體+馬氏體的雙相組織。其中，馬氏體呈暗黑色彌散分布在鐵素體基體上；鐵素體呈白亮色，以多邊形為主。經(jīng)IPP軟件對組織進(jìn)行定量分析，1、2和3號(hào)樣的鐵素體平均晶粒尺寸分別為4.7、4.6和4.3 μm，體積分?jǐn)?shù)分別為83.2%、81.8%和80.2%。即試驗(yàn)鋼的鐵素體體積分?jǐn)?shù)約在82%，晶粒尺寸在4～5 μm。試樣經(jīng)兩階段控軋和超快冷后保留了大量的形變亞結(jié)構(gòu)，這些形變亞結(jié)構(gòu)在兩相區(qū)弛豫時(shí)提供相變形核點(diǎn)，并促進(jìn)相變過程中的原子擴(kuò)散，有利于形成細(xì)小的鐵素體。而且，當(dāng)弛豫時(shí)間短、卷取溫度低時(shí)，得到鐵素體的晶粒尺寸與體積分?jǐn)?shù)均有減小的趨勢[8-9]。

試驗(yàn)鋼在析出鐵素體后，水冷至卷取溫度發(fā)生馬氏體相變，得到的馬氏體以條狀為主，也存在島狀和片狀馬氏體，其體積分?jǐn)?shù)約18%，掃描電鏡組織如圖2所示。由圖2可知，馬氏體板條邊界不規(guī)則易發(fā)生扭曲，這是由于熱軋大壓下使奧氏體中產(chǎn)生了大量的高密度位錯(cuò)和亞晶界等形變亞結(jié)構(gòu)，其晶格畸變程度大，這些形變亞結(jié)構(gòu)的存在破壞了母相的均勻性，而馬氏體相變是基于畸變的母相晶面和晶向，馬氏體形核又為非均勻形核，通過超快冷積累的大量形變亞結(jié)構(gòu)提高了相變所需的自由能，馬氏體板條生長受到抑制，故易形成扭曲的馬氏體板條。當(dāng)弛豫時(shí)間短、卷取溫度低時(shí)，得到的鐵素體體積分?jǐn)?shù)少，鐵素體向過冷奧氏體中排碳也少，有利于提高M(jìn)s點(diǎn)，得到的馬氏體體積分?jǐn)?shù)多。

圖2 不同控冷工藝下試驗(yàn)鋼的SEM組織(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3Fig.2 SEM micrographs of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 2； (c) process 3

2.2 力學(xué)性能

不同控冷工藝處理試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表3所示。由表3數(shù)據(jù)可知，隨著弛豫時(shí)間的減少和卷取溫度的降低，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度由602 MPa增加至637 MPa，伸長率由31.0%減小至24.0%，屈強(qiáng)比為0.53～0.59，n值為0.17～0.21，即試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能均滿足GB/T 20887.3—2010《汽車用高強(qiáng)度熱連軋鋼板及鋼帶》中DP600鋼的要求。該控軋控冷工藝條件下，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出較好的強(qiáng)韌性。較低的屈強(qiáng)比和較高的n值有利于提高鋼的冷加工成形性能。

表3 不同控冷工藝下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示，曲線平滑，這是因?yàn)殡p相鋼中的鐵素體軟相較多，其首先發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生較多的可動(dòng)位錯(cuò)，同時(shí)鋼中含碳量較低，在變形過程沒有碳原子對位錯(cuò)進(jìn)行釘扎，呈現(xiàn)連續(xù)屈服，這有利于提高材料的深沖性能和n值[10]。其中，1號(hào)試樣的弛豫時(shí)間長、卷取溫度高，其塑性變形階段最長，得到的伸長率最高為31.0%；3號(hào)試樣的弛豫時(shí)間短、卷取溫度低，其抵抗材料發(fā)生頸縮的能力最強(qiáng)，得到的n值最高。

圖3 不同控冷工藝下試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress-strain curves of the tested steel with different controlled cooling processes

圖4 不同控冷工藝下試驗(yàn)鋼的組織特征(a)工藝1；(b)工藝3Fig.4 Microstructure characteristics of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 3

1號(hào)試樣的卷取溫度高、弛豫時(shí)間長，得到的鐵素體體積分?jǐn)?shù)最多，而鐵素體作為軟相承擔(dān)了主要的塑性變形，得到的伸長率最高；由于熱軋和超快冷保留了大量形變亞結(jié)構(gòu)，這些形變亞結(jié)構(gòu)在兩相區(qū)析出鐵素體過程中細(xì)化了鐵素體晶粒，并通過TEM觀察到較多的亞晶等亞結(jié)構(gòu)(如圖4(a))，使得試驗(yàn)鋼具有較高的屈服強(qiáng)度，為351 MPa；鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)最少，而馬氏體作為硬相起到強(qiáng)化作用，其抗拉強(qiáng)度最低，為602 MPa；馬氏體相變過程中會(huì)擠壓周圍的鐵素體，使鐵素體中產(chǎn)生大量的可動(dòng)位錯(cuò)，1號(hào)試樣的馬氏體較少，產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)密度低，得到的n值相對較低，為0.17[11-12]。

2號(hào)試樣的卷取溫度和1號(hào)試樣相同，但弛豫時(shí)間要短，得到的鐵素體體積分?jǐn)?shù)和伸長率居中；由于2號(hào)試樣中的鐵素體平均晶粒尺寸較1號(hào)試樣略小，由霍爾佩奇公式知，2號(hào)試樣的屈服強(qiáng)度較1號(hào)試樣高。

3號(hào)試樣的卷取溫度低、弛豫時(shí)間短，得到的鐵素體體積分?jǐn)?shù)最少，其伸長率也相對較低；盡管該試驗(yàn)鋼得到的鐵素體尺寸最小，但是低的卷取溫度會(huì)使鋼的析出減小，使得其屈服強(qiáng)度較低，為336 MPa，故試驗(yàn)鋼中屈服強(qiáng)度應(yīng)該是析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果；3號(hào)試樣通過相變得到的馬氏體體積分?jǐn)?shù)最多，其抗拉強(qiáng)度最高，為637 MPa，馬氏體相變膨脹使周圍鐵素體產(chǎn)生較高密度位錯(cuò)區(qū)(如圖4(b))，得到的n值也最高，為0.21?？紤]到低的卷取溫度會(huì)增加潛在板形風(fēng)險(xiǎn)，且DP600鋼的最低屈服強(qiáng)度為330 MPa，因此可將卷取溫度設(shè)定為150 ℃以提高屈服強(qiáng)度；同時(shí)，9 s的弛豫時(shí)間降低了抗拉強(qiáng)度，故將弛豫時(shí)間設(shè)定為7 s。

3 結(jié)論

1) 通過超快冷技術(shù)，并應(yīng)用細(xì)晶和亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化等，得到600 MPa級熱軋雙相鋼，其組織為鐵素體和馬氏體。

2) 隨著弛豫時(shí)間的減少和卷取溫度的降低，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度由602 MPa增加至637 MPa，伸長率由31.0%減小至24.0%，屈強(qiáng)比為0.53～0.59，n值為0.17～0.21，表現(xiàn)出較好的強(qiáng)韌性。

3) 兼顧板形和性能，在大生產(chǎn)時(shí)可將卷取溫度設(shè)定為150 ℃，弛豫時(shí)間設(shè)定為7 s。