吳 騰， 張桂淋， 尹利成， 柯德慶， 李思杰， 答國宇， 孫兆康

(1. 武漢科技大學(xué) 省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 湖北 武漢 430080;2. 武漢科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 湖北 武漢 430080)

隨著經(jīng)濟(jì)與科技的發(fā)展，汽車作為重要的交通工具被廣泛使用，但汽車工業(yè)帶來的高排放和高能耗對環(huán)境保護(hù)和可持續(xù)發(fā)展造成巨大挑戰(zhàn)，汽車輕量化有利于節(jié)能減排和提高車輛的碰撞安全性能，是相關(guān)科研人員關(guān)注的重點(diǎn)和熱點(diǎn)，也是汽車工業(yè)實(shí)現(xiàn)碳達(dá)峰與碳中和的發(fā)展方向[1-2]。近年來，先進(jìn)高強(qiáng)鋼在車身制造上被大量使用，相比于傳統(tǒng)汽車用鋼，其主要通過相變實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化，并擁有較好的強(qiáng)度與塑韌性匹配。雙相鋼是由鐵素體(F)和馬氏體(M)組成的先進(jìn)高強(qiáng)鋼，具有低的屈強(qiáng)比和高的加工硬化率，主要用于汽車的結(jié)構(gòu)件和防撞件等[3-5]。

超高強(qiáng)鋼(Rm≥980 MPa)，特別是超高強(qiáng)雙相鋼在汽車生產(chǎn)制造上應(yīng)用越來越廣泛。而超高強(qiáng)雙相鋼在生產(chǎn)上以冷軋為主且添加了較多的合金元素以提高強(qiáng)度，既增加了工藝流程和生產(chǎn)成本，也不利于節(jié)能減排[6-7]。本文基于輕量化和合金減量化原則，采用低成本的C-Si-Mn系進(jìn)行成分設(shè)計(jì)，未添加其他合金元素，通過熱軋大壓下率(TMCP)和超快冷(UFC)獲得大量形變亞結(jié)構(gòu)[8]，探究這些形變亞結(jié)構(gòu)對超高強(qiáng)雙相鋼中的相變行為及組織形成的影響，接著將超快冷后的試驗(yàn)鋼在兩相區(qū)進(jìn)行不同時(shí)間弛豫熱處理，利用萬能材料試驗(yàn)機(jī)、掃描電鏡和透射電鏡等設(shè)備研究弛豫時(shí)間對超高強(qiáng)熱軋雙相鋼的組織與性能的影響，以期為工業(yè)化生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼通過50 kg中頻真空感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉，化學(xué)成分如表1所示，其中一定量的Si有利于抑制碳化物析出和促進(jìn)鐵素體形成，一定量的Mn可擴(kuò)大奧氏體相區(qū)和提高淬透性，也起到固溶強(qiáng)化的作用。經(jīng)JMatPro軟件計(jì)算可知，試驗(yàn)鋼的Ac3為835 ℃，在630 ℃附近發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變的孕育期較短，由此可將試驗(yàn)鋼的終軋溫度取為840 ℃，將弛豫溫度取為630 ℃。

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

鑄坯經(jīng)鍛造后得到40 mm厚坯料，在1200 ℃的加熱爐中保溫1 h，再通過二輥可逆熱軋機(jī)進(jìn)行兩階段的控制軋制，第一階段為再結(jié)晶區(qū)粗軋(40 mm→24 mm→11 mm→6.5 mm，壓下率為83.8%)，第二階段為未再結(jié)晶區(qū)精軋(6.5 mm→4.5 mm→3.8 mm，壓下率為41.5%)，其中開軋溫度為1140 ℃，終軋溫度為840 ℃，軋后厚度為3.8 mm。接著將其置于630 ℃的鹽浴爐中模擬超快冷并進(jìn)行等溫弛豫，弛豫時(shí)間為4、7和10 s，弛豫過程中析出鐵素體，最后水淬至室溫發(fā)生馬氏體相變，得到馬氏體+鐵素體的雙相鋼鋼板[9]。

沿?zé)彳埌蹇v向切取試樣進(jìn)行組織觀察和性能檢測。試樣經(jīng)磨制和拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，用ZEISSAxioplan2型光學(xué)顯微鏡(OM)和Nova nano 400型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織和定量分析，將試樣進(jìn)一步磨至50～60 μm薄片后經(jīng)沖孔器得到φ3 mm的圓片，在Struers TenuPol-5型雙噴減薄儀上進(jìn)行減薄，電解液為體積分?jǐn)?shù)為8%的高氯酸酒精溶液，最后將制得的試樣在JEM-2100F型透射電鏡(TEM)上觀察精細(xì)結(jié)構(gòu)。用WAW-500C型萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試樣按GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，拉伸速度為2 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

試驗(yàn)鋼在兩階段控軋后超快冷至兩相區(qū)經(jīng)4、7和10 s弛豫熱處理，然后淬火至室溫得到的顯微組織如圖1所示。通過光學(xué)顯微鏡觀察可知，試驗(yàn)鋼在不同弛豫時(shí)間下的組織均為白亮的鐵素體和暗黑的馬氏體，如圖1(a～c)所示。其中，有大量的馬氏體和鐵素體呈條帶狀分布，而且隨著弛豫時(shí)間的增加，條帶狀分布越明顯，這是由于試驗(yàn)鋼在第一階段大壓下率粗軋時(shí)積累了大量畸變能并使奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化了原奧氏體晶粒，接著在第二階段的未再結(jié)晶區(qū)精軋，晶粒變得扁平，得到具有高位錯(cuò)密度的形變亞結(jié)構(gòu)，隨后的超快冷至弛豫溫度使大量形變亞結(jié)構(gòu)保留至相變區(qū)域，鐵素體易從奧氏體晶界處形核長大，長時(shí)間的弛豫使鐵素體析出更充分并易呈帶狀分布[10]。采用IPP軟件對組織進(jìn)行定量測量，得出弛豫時(shí)間為4、7和10 s時(shí)的鐵素體平均晶粒尺寸分別為3.4、3.6和3.9 μm，鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別為56.2%、59.6%、65.3%。因此，隨著弛豫時(shí)間增加，鐵素體的平均晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)均逐漸增加，鐵素體的等軸化程度也越高。

通過掃描電鏡觀察可知，試驗(yàn)鋼經(jīng)弛豫后水淬至室溫發(fā)生馬氏體相變，得到較多的塊狀馬氏體，也有部分長條馬氏體和島狀馬氏體，如圖1(d～f)所示?？梢钥闯?，隨著弛豫時(shí)間的增加，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)減小，并且條狀馬氏體和島狀馬氏體逐漸增多，這是由于在弛豫過程中有碳向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴(kuò)散，而大量的形變亞結(jié)構(gòu)為擴(kuò)散提供快速通道，隨著弛豫時(shí)間的增加，未轉(zhuǎn)變奧氏體中的碳含量增加，奧氏體穩(wěn)定性增加且馬氏體相變點(diǎn)降低，使淬火后得到的馬氏體體積分?jǐn)?shù)隨之減少，也更易形成條狀馬氏體與島狀馬氏體。故而，弛豫時(shí)間對相變組織的體積分?jǐn)?shù)和形貌產(chǎn)生重要影響。

圖1 不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel under different relaxation time(a,d) 4 s； (b,e) 7 s； (c,f) 10 s

2.2 力學(xué)性能

表2為不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼經(jīng)室溫拉伸后得到的力學(xué)性能。當(dāng)弛豫時(shí)間由4 s增加至10 s時(shí)，屈服強(qiáng)度由544 MPa減小至492 MPa，抗拉強(qiáng)度先增加后減小且均在1000 MPa以上，伸長率由9.0%增加至17.5%，屈強(qiáng)比均較低，由0.51減小至0.48；加工硬化率n值較高，由0.11增加至0.13，強(qiáng)塑積由9.59 GPa·%增加至17.94 GPa·%。因此，試驗(yàn)鋼在獲得1000 MPa的超高強(qiáng)度時(shí)，還具有良好的塑韌性，表現(xiàn)出較好的強(qiáng)塑性匹配。

表2 不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼的組織均由軟相鐵素體和硬相馬氏體組成，在拉伸變形過程中，鐵素體會(huì)先發(fā)生塑性變形并承擔(dān)主要變形，故其屈服強(qiáng)度主要與鐵素體相關(guān)。弛豫時(shí)間為4 s時(shí)(時(shí)間最短)，試驗(yàn)鋼中鐵素體的等軸化程度最低，還有較多的晶粒未充分長大，得到的鐵素體平均晶粒尺寸最小，為3.4 μm、體積分?jǐn)?shù)最少，為56.2%，而且還能通過透射電鏡在鐵素體內(nèi)部觀察到較多亞晶和位錯(cuò)胞，晶界處呈現(xiàn)高密度位錯(cuò)(如圖2(a)所示)，這是由于大壓下率熱軋和超快冷后形成了大量的形變亞結(jié)構(gòu)，這些形變亞結(jié)構(gòu)保留至鐵素體相變區(qū)域，為鐵素體的形核提供了大量的形核點(diǎn)，細(xì)化了晶粒，得到的屈服強(qiáng)度最高，為544 MPa。另外，弛豫時(shí)間為4 s時(shí)形成的馬氏體體積分?jǐn)?shù)最高，為43.8%，而伸長率和強(qiáng)塑積均最低，分別為9.0%和9.59 GPa·%，抗拉強(qiáng)度較弛豫時(shí)間為7 s時(shí)要低，這應(yīng)該是由于試驗(yàn)鋼在弛豫過程中析出鐵素體的同時(shí)，也會(huì)向未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體中排碳，從而使后續(xù)相變得到馬氏體中的碳含量不一樣，弛豫時(shí)間為4 s時(shí)排碳少，形成的馬氏體中碳含量也少，抗拉強(qiáng)度也略低，為1066 MPa，故抗拉強(qiáng)度是馬氏體的體積分?jǐn)?shù)和馬氏體中的碳含量綜合作用的結(jié)果。

圖2 不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼的顯微組織特征(a)4 s，鐵素體亞晶;(b)10 s，析出物;(c)10 s，馬氏體板條;(d)10 s，島狀馬氏體Fig.2 Microstructure characteristics of the tested steel under different relaxation time(a) 4 s, subgrain of ferrite; (b) 10 s, precipitate; (c) 10 s, martensitic lath; (d) 10 s, island martensite

弛豫時(shí)間為10 s時(shí)(時(shí)間最長)，試驗(yàn)鋼中鐵素體的等軸化程度最高，得到的鐵素體平均晶粒尺寸最大，體積分?jǐn)?shù)最多，其屈服強(qiáng)度也最低，為492 MPa，試驗(yàn)鋼中形成的馬氏體體積分?jǐn)?shù)最少，為34.7%，伸長率和強(qiáng)塑積均最高，分別為17.5%和17.94 GPa·%。長時(shí)間的弛豫會(huì)有較多的碳擴(kuò)散至未轉(zhuǎn)變奧氏體中，也有較多的碳化物在形成的鐵素體和馬氏體中析出(如圖2(b)所示)，而且馬氏體體積分?jǐn)?shù)最少，使得抗拉強(qiáng)度最低，為1025 MPa。弛豫時(shí)間為10 s時(shí)試驗(yàn)鋼的內(nèi)部結(jié)構(gòu)存在較多細(xì)長的馬氏體板條(如圖2(c)所示)，板條寬度在0.2～0.4 μm，通過掃描電鏡也觀察到較多的條狀馬氏體和島狀馬氏體(如圖2(d)所示)，這些微觀結(jié)構(gòu)有利于馬氏體相變膨脹擠壓周圍組織產(chǎn)生高密度的可動(dòng)位錯(cuò)，從而提高了鋼的n值，有利于提高沖壓成形性能，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出最優(yōu)的綜合力學(xué)性能[11-12]。弛豫時(shí)間為4 s時(shí)，試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比最高，n值和強(qiáng)塑積均最低，冷加工成形性能較差。弛豫時(shí)間為7 s時(shí)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度最高，為1078 MPa，表現(xiàn)出較好的綜合力學(xué)性能。而弛豫時(shí)間越短，生產(chǎn)效率越高。故綜合考慮力學(xué)性能和生產(chǎn)效率，試驗(yàn)鋼在該工藝技術(shù)條件下合適的弛豫時(shí)間為7～10 s。

3 結(jié)論

1) 通過TMCP-UFC工藝技術(shù)，綜合運(yùn)用相變強(qiáng)化和亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化等手段得到1000 MPa級熱軋雙相鋼，其顯微組織由馬氏體與鐵素體兩相組成。

2) 當(dāng)弛豫時(shí)間由4 s增加至10 s時(shí)，組織中馬氏體與鐵素體呈帶狀分布越明顯，鐵素體的平均晶粒尺寸及體積分?jǐn)?shù)均增加，馬氏體以塊狀為主，也有部分長條馬氏體和島狀馬氏體。試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度由544 MPa 減小至492 MPa，抗拉強(qiáng)度先增加后減小且均在1000 MPa以上，伸長率由9.0%增加至17.5%，屈強(qiáng)比較低，在0.5左右，n值由0.11增加至0.13，強(qiáng)塑積由9.59 GPa·%增加至17.94 GPa·%，表現(xiàn)出較好的強(qiáng)塑性匹配。

3) 弛豫時(shí)間為10 s時(shí)，試驗(yàn)鋼可獲得抗拉強(qiáng)度為1025 MPa、伸長率17.5%、屈強(qiáng)比0.48、n值0.13、強(qiáng)塑積17.94 GPa·%的最優(yōu)綜合力學(xué)性能；綜合考慮力學(xué)性能和生產(chǎn)效率，試驗(yàn)鋼在該工藝技術(shù)條件下合適的弛豫時(shí)間為7～10 s。