劉 杰 李文遠 代曉莉 郭 佳 劉 錕 陳 斌

(1.首鋼集團有限公司技術研究院，北京 100043； 2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室，北京 100043)

隨著汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展和對環(huán)境保護要求的不斷提高，節(jié)能、降耗、環(huán)保和安全已成為新一代汽車的發(fā)展趨勢[1- 2]。雙相鋼以相變強化為基礎，由軟相鐵素體和硬相馬氏體組成，因其低的屈強比、較高的強度和良好的強塑性匹配，而成為汽車加強板、底盤、輪輻、保險杠等車體構(gòu)件向輕量化和安全性發(fā)展的主要優(yōu)質(zhì)高強度結(jié)構(gòu)用鋼[3- 5]。

雙相鋼熱軋生產(chǎn)分為中溫卷取和低溫卷取兩種類型。中溫卷取型的奧氏體相在控制冷卻過程中先析出一定數(shù)量鐵素體，然后快冷至介于A→F和A→B轉(zhuǎn)變溫度之間的亞穩(wěn)奧氏體無相變區(qū)(一般為500～600 ℃)進行卷取，隨后板卷冷卻過程中亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體獲得兩相組織。成分上主要通過添加鉬元素提高卷取溫度區(qū)亞穩(wěn)無相變奧氏體的穩(wěn)定性，抑制鐵素體轉(zhuǎn)變，但成本較高[6- 7]。低溫卷取型雙相鋼是將鋼終軋后先在兩相區(qū)控冷獲得部分鐵素體，隨后快速冷卻到馬氏體相變區(qū)，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體發(fā)生馬氏體相變，再進行低溫卷取[8]。其特點是在減少合金元素(如Mo、Cr)的加入情況下能避開貝氏體的生成，同時也避免了鐵素體的時效，降低了成本，也是近年來汽車用鋼領域重點研制的鋼種之一。

本文采用傳統(tǒng)的C- Mn成分體系，通過實驗室軋制和卷取模擬試驗，重點研究了卷取溫度對700 MPa熱軋雙相鋼組織和性能的影響，以期為工業(yè)生產(chǎn)提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗鋼采用中試50 kg真空感應爐冶煉、模鑄，鑄錠尺寸為100 mm×150 mm×300 mm，化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為0.13 C、0.4 Si、1.6 Mn、0.014 P、0.002 S、0.56 Al。將鋼錠缺陷部位切除，剩余部分作為熱軋坯料。

取坯料加工成φ8 mm×12 mm的圓柱體試樣，在美國DSI Gleeble- 2000熱模擬實驗機上進行熱模擬試驗。首先將試樣以10 ℃/s速率加熱至1 150 ℃，保溫5 min。然后以10 ℃/s速率冷卻至1 050 ℃，進行第一道次變形，變形量為30%，變形速率為20 s-1；再以10 ℃/s速率冷卻至860 ℃，進行第二道次變形，變形量為20%，變形速率為20 s-1；最后分別以0.1、0.5、1、3、5、10、15、20、30 ℃/s的速率冷卻至室溫，采集溫度、膨脹量和時間數(shù)據(jù)，繪制出溫度- 膨脹量曲線，并結(jié)合金相法、硬度法繪制出試驗鋼的CCT曲線。

根據(jù)動態(tài)CCT曲線制定熱軋工藝制度方案為：先將坯料加熱至1 150 ℃，保溫2 h，然后在中試550二輥可逆軋機上進行熱軋，始軋溫度1 100 ℃，終軋溫度860 ℃，終軋后立即水冷至鐵素體相變區(qū)，停留一段時間，使鐵素體析出，再分別快速水冷至450、350、300、250 ℃，隨后將試樣放入卷取爐中隨爐冷卻，模擬熱軋卷取。

沿熱軋板長度方向切取拉伸試樣，其尺寸示意圖如圖1所示。根據(jù)GB/T 5028.1—2008，采用Zwick/Roell Z1200萬能材料拉伸試驗機測量試驗鋼板的力學性能。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

在熱軋板上切取金相試樣，經(jīng)磨制、機械拋光后，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕，然后采用DMI5000M光學顯微鏡、JSM- 7001F場發(fā)射掃描電鏡對試樣縱截面組織進行觀察分析，最后使用Bruker D8 advance X射線衍射儀測定殘留奧氏體的體積分數(shù)。

2 結(jié)果與分析

2.1 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線

圖2為試驗鋼經(jīng)兩道次變形后以不同速率冷卻得到的室溫顯微組織。冷卻速率為0.1 ℃/s時，試驗鋼為鐵素體和珠光體兩相組織。冷卻速率為0.5 ℃/s時，組織中開始出現(xiàn)貝氏體。冷卻速率為0.5～5 ℃/s時，試驗鋼的組織由鐵素體、珠光體和貝氏體組成，且隨著冷卻速率的增加，珠光體數(shù)量逐漸減少，貝氏體數(shù)量逐漸增多。冷卻速率為10 ℃/s時，珠光體基本消失。當冷卻速率大于15 ℃/s時，試驗鋼的組織由鐵素體、貝氏體和馬氏體組成。

試驗鋼的動態(tài)CCT曲線圖如圖3所示，包含鐵素體區(qū)、珠光體區(qū)、貝氏體區(qū)和馬氏體區(qū)。試驗冷速范圍內(nèi)均發(fā)生了鐵素體轉(zhuǎn)變，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍較寬，除0.1 ℃/s冷卻速率外，其余冷速下均發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變，且貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間相對穩(wěn)定。珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)隨著冷卻速率的增大而不斷縮小，直至冷速為5 ℃/s時基本消失。冷卻速率在10 ℃/s及以上時，發(fā)生馬氏體相變。

2.2 卷取溫度對力學性能的影響

表1為試驗鋼在不同卷取溫度下的力學性能?？梢钥闯觯囼炰摰目估瓘姸入S著卷取溫度的升高而降低。其中450 ℃卷取的試驗鋼的抗拉強度最低，僅為571 MPa，但斷后伸長率最高，A80達到24%。當卷取溫度為300～350 ℃時，抗拉強度幾乎沒有差異，均為700 MPa左右，300 ℃卷取的試驗鋼的斷后伸長率為22.5%，明顯高于350 ℃卷取的試驗鋼。當試驗鋼在250 ℃卷取時，抗拉強度最高，達到749 MPa，斷后伸長率為21.5%，略低于300 ℃卷取的試驗鋼。

圖2 試驗鋼以不同速率冷卻至室溫的顯微組織Fig.2 Microstructures of the tested steel after cooling to room temperature at different cooling rates

圖3 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線Fig.3 Dynamic CCT curves of the tested steel

表1 不同溫度卷取的試驗鋼的力學性能Table 1 Mechanical properties of the tested steel coiled at different temperatures

2.3 卷取溫度對顯微組織的影響

圖4為在不同溫度卷取的試驗鋼的縱截面組織的SEM形貌。整體看，不同溫度卷取的試驗鋼的顯微組織中均有多邊形鐵素體存在，且鐵素體沿軋制方向尺寸略大于厚度方向。鐵素體是一種軟相，可以提高鋼的塑性，因而試驗鋼的斷后伸長率均較高，A80達到18.5%～24.0%。

圖4(a)為在450 ℃卷取的試驗鋼的顯微組織，為多邊形鐵素體加粒狀貝氏體。圖4(b)～4(d)為在250～350 ℃卷取的試驗鋼的顯微組織，均為多邊形鐵素體和馬氏體。值得注意的是，圖3中的動態(tài)CCT曲線顯示試驗鋼的貝氏體相變溫度區(qū)間在460 ℃以上。但在實際軋制生產(chǎn)過程中，由于在鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)停留時間充足，多邊形鐵素體大量形核與長大，促進了合金元素尤其是碳、錳元素向過冷奧氏體中大量富集。因此，試驗鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變被大幅度抑制，450 ℃卷取時仍會發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。當卷取溫度降至350 ℃及以下時，則貝氏體轉(zhuǎn)變被完全抑制，馬氏體相變隨之發(fā)生。

圖4 不同溫度卷取的試驗鋼縱截面的掃描電鏡組織Fig.4 SEM images of longitudinal section of the tested steel coiled at different temperatures

從試驗鋼的動態(tài)CCT曲線可以看出，在30 ℃/s冷速下，馬氏體相變開始溫度在400 ℃以上，但在實際軋制生產(chǎn)過程中,由于在高溫鐵素體相區(qū)充分停留，大量碳、錳元素在過冷奧氏體富集，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而導致試驗鋼的馬氏體相變開始溫度大幅度降低。從圖4(b)～4(d)可知，不同溫度卷取的試驗鋼中均存在兩種類型的馬氏體組織：一種是尺寸較小的塊狀淬火馬氏體，另一種是尺寸稍大的回火馬氏體，且回火馬氏體內(nèi)有碳化物析出。產(chǎn)生這種組織差異的根本原因是由于奧氏體晶粒大小不同導致的奧氏體合金成分不均勻,即在熱軋冷卻過程中，過冷奧氏體沿晶界或者變形帶析出多邊形鐵素體，鐵素體的析出使得碳、錳元素在奧氏體內(nèi)部進一步富集，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，因而在隨后的冷卻過程中更不容易發(fā)生馬氏體相變。而部分過冷奧氏體在高溫階段來不及析出多邊形鐵素體，奧氏體不能通過合金元素的富集而提升穩(wěn)定性，很容易在接下來的冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變。因此大晶粒的過冷奧氏體在較高的溫度下更易發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變以及馬氏體自回火，這也是在不同溫度卷取的試驗鋼中均發(fā)現(xiàn)大尺寸回火馬氏體的主要原因。

2.4 析出物

掃描電鏡觀察時發(fā)現(xiàn)，350 ℃卷取的試驗鋼板的近表面出現(xiàn)了大量析出物，這些析出物集中分布在距離試驗鋼板表面45 μm的范圍內(nèi)，且越靠近表面析出物的數(shù)量越多，其形貌多數(shù)呈棒狀，大多分布在多邊形鐵素體內(nèi)，少量位于晶界處，如圖5所示。能譜分析得出這些棒狀析出物均為碳化物，如圖6所示。這些碳化物的析出與熱軋鋼板的表層脫碳密切相關，但在其他溫度卷取的試驗鋼中這種析出物不明顯，其原因是，在450 ℃卷取時，試驗鋼的貝氏體相變驅(qū)動力較大，盡管表層出現(xiàn)了脫碳層，但貝氏體相變?nèi)阅芡瓿?。當卷取溫度降低、貝氏體相變被抑制時，鋼板表層由于脫碳導致在350 ℃卷取時無法發(fā)生馬氏體相變，此時，過冷奧氏體中的碳只能以碳化物的形式析出。繼續(xù)降低卷取溫度，馬氏體相變驅(qū)動力增大，表層的過冷奧氏體又可以通過馬氏體相變而穩(wěn)定存在，因而碳化物的析出被抑制。這些碳化物的析出通常會降低鋼的延性， 并奪取鋼中的C元素，影響富碳殘留奧氏體的形成，或使形成的殘留奧氏體由于碳含量低而不穩(wěn)定， 削弱殘留奧氏體的作用。因而， 在350 ℃卷取的試驗鋼的斷后伸長率明顯低于300 ℃卷取的。

圖5 350 ℃卷取的試驗鋼板表層的析出物Fig.5 Precipitates of case of the tested steel coiled at 350 ℃

圖6 析出物的形貌及能譜分析Fig.6 Morphology and EDS analysis of precipitates

2.5 殘留奧氏體

采用X射線衍射儀測得450、350、300和250 ℃卷取的試驗鋼中殘留奧氏體體積分數(shù)分別為1.1%、1.8%、3.5%、2.3%。圖7為300 ℃卷取的試驗鋼的XRD圖譜。

在顯微組織和力學性能相近的條件下，希望試驗鋼獲得盡量多的殘留奧氏體。盡管350和300 ℃卷取的試驗鋼的強度相近，但300 ℃卷取的斷后伸長率更高，且殘留奧氏體體積分數(shù)最高，達到3.5%，故300 ℃為理想的卷取溫度。這是因為鋼中殘留奧氏體具有TRIP效應，通過塑性變形，可以松弛局部集中的應力，延緩顯微裂紋的萌生，阻礙顯微裂紋的擴展與長大。擴展中的裂紋遇到殘留奧氏體時，會發(fā)生轉(zhuǎn)向或分叉，從而吸收更多的能量使鋼的斷裂韌性提高。并且當裂紋尖端遇到殘留奧氏體時，在裂紋尖端的塑性區(qū)，殘留奧氏體會發(fā)生應變誘導馬氏體相變，吸收能量，鈍化裂紋，提高斷裂韌性[9]。

圖7 300 ℃卷取的試驗鋼的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the tested steel coiled at 300 ℃

3 結(jié)論

(1)450 ℃卷取的試驗鋼的抗拉強度僅為571 MPa，沒有達到預期700 MPa要求，組織主要為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，該卷取溫度明顯偏高。

(2)350和300 ℃卷取的試驗鋼的屈服強度分別為358和365 MPa，抗拉強度分別為696和697 MPa，強度相近，但300 ℃卷取的試驗鋼的斷后伸長率達到22.5%，明顯高于350 ℃卷取的。這是由于350 ℃卷取時，試驗鋼的近表層析出了大量棒狀碳化物，不僅降低了鋼的塑性，而且由于消耗了部分碳，影響了鋼中殘留奧氏體的形成。300 ℃卷取的試驗鋼由于其組織分布均勻，且含有3.5%體積分數(shù)的殘留奧氏體，從而獲得了良好的強度與韌性匹配，因此300 ℃是生產(chǎn)700 MPa級熱軋雙相鋼的理想的卷取溫度。

(3)250 ℃卷取的試驗鋼中,由于生成了大量聚集成帶的塊狀馬氏體，導致其抗拉強度偏高，達到749 MPa，因此700 MPa熱軋雙相鋼不適宜在250 ℃卷取。