錢(qián)京學(xué)

(江蘇沙鋼集團(tuán)，江蘇 張家港 215625)

隨著汽車行業(yè)的迅速發(fā)展，能源消耗及環(huán)境污染問(wèn)題得到越來(lái)越多的重視[1]。據(jù)報(bào)道汽車重量每減輕10%，油耗可降低8%～10%，所以環(huán)境友好型高強(qiáng)鋼得到越來(lái)越多鋼鐵企業(yè)和用戶的青睞[2-3]。雙相鋼(DP)作為成熟的先進(jìn)高強(qiáng)鋼，被廣泛應(yīng)用于高沖擊吸收性能和高成型的結(jié)構(gòu)和安全件中[4-5]。

雙相鋼具有良好的加工、冷成型及加工硬化等性能[6-8]，其微觀組織包含馬氏體和鐵素體，其中馬氏體是硬相，而鐵素體是軟相。馬氏體的體積分?jǐn)?shù)及形貌均會(huì)影響雙相鋼的機(jī)械性能，過(guò)高的馬氏體含量會(huì)降低材料的機(jī)械性能[9]。熱軋雙相鋼通常采用水冷+空冷弛豫+水冷三段冷卻的方式對(duì)鐵素體和馬氏體的配比及形態(tài)進(jìn)行調(diào)整。本文研究弛豫溫度和弛豫時(shí)間對(duì)熱軋雙相鋼DP600組織和性能的影響，獲得了不同含量的馬氏體組織，通過(guò)研究其性能及斷裂機(jī)理，為熱軋雙相鋼的工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用中頻真空感應(yīng)爐，按照材料配比澆注成140 mm×600 mm×100 mm鋼錠，采用光譜直讀儀進(jìn)行成分測(cè)定，結(jié)果見(jiàn)表1。

表1 DP600熱軋雙相鋼化學(xué)成分(質(zhì)量百分比，%)

在Gleeble3800熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行相變溫度的測(cè)試，其CCT曲線如圖1所示。由圖1可看出，810 ℃時(shí)奧氏體開(kāi)始發(fā)生相變。為了研究弛豫工藝對(duì)組織和性能的影響，采用700 ℃和750 ℃溫度進(jìn)行不同時(shí)間的弛豫，以獲得不同含量的馬氏體組織。

圖1 試驗(yàn)鋼靜態(tài)CCT曲線Fig.1 Static CCT curve of test steel

將鑄錠在電阻加熱爐中加熱到1200 ℃保溫2 h，再結(jié)晶區(qū)壓下率為80%，未再結(jié)晶區(qū)的壓下率為78%，獲得厚度6 mm的熱軋板。軋后快速進(jìn)入水冷，按不同溫度和時(shí)間分別空冷弛豫，獲得一定數(shù)量的鐵素體后，試樣快速冷卻到200 ℃以下，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變馬氏體組織，最終獲得鐵素體和馬氏體雙相組織。

把成品板切成10 mm×10 mm界面全厚度試樣，對(duì)試樣橫截面進(jìn)行打磨、拋光，用4%硝酸酒精溶液對(duì)其表面進(jìn)行侵蝕，利用Axio Imager Z1m型顯微鏡進(jìn)行組織觀察；馬氏體含量利用ImagePro 圖形處理軟件進(jìn)行計(jì)算統(tǒng)計(jì)；沿軋制方向取縱向試樣，利用Instron Model 5582 電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。按圖2所示加工成縱向原位拉伸試樣，然后對(duì)試樣進(jìn)行打磨、拋光，并用4%硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，以2 mm/min速率在CS5350型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上緩慢拉伸，對(duì)試樣出現(xiàn)裂紋的應(yīng)力集中部位，采用VK9000型激光共聚焦顯微鏡進(jìn)行實(shí)時(shí)觀察。

圖2 單軸原位拉伸試樣 Fig.2 Uniaxial in situ tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 金相組織

為了對(duì)比弛豫溫度對(duì)試驗(yàn)鋼金相組織的影響，設(shè)定試驗(yàn)鋼終軋溫度為850 ℃，軋至厚度6 mm后快速進(jìn)入水冷。調(diào)節(jié)前段冷卻水量，分別快速冷卻至750 ℃和700 ℃弛豫3.5 s，然后快速冷卻到室溫，不同弛豫溫度下試驗(yàn)鋼的金相組織如圖3所示。可以看出，不同弛豫溫度下試驗(yàn)鋼組織均由鐵素體與馬氏體組成，鐵素體晶粒細(xì)小均勻，馬氏體呈團(tuán)簇形島狀分布在鐵素體晶界處。但弛豫溫度為700 ℃時(shí)，鐵素體晶粒更為細(xì)小，這主要是因?yàn)殡S著弛豫溫度的降低，過(guò)冷度增大，形核率增大，晶粒長(zhǎng)大速度減慢。同時(shí)，因?yàn)槌谠r(shí)間較短，鐵素體轉(zhuǎn)變不充分，殘余奧氏體含量較多，導(dǎo)致馬氏體的局部團(tuán)簇。

(a)750 ℃；(b)700℃圖3 不同弛豫溫度下試驗(yàn)鋼的金相組織Fig.3 Microstructure of test steel in different relaxation temperature

為了對(duì)比不同弛豫時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼金相組織的影響，試驗(yàn)鋼軋制工藝見(jiàn)表2，金相組織如圖4所示?？梢钥闯?，試驗(yàn)鋼金相組織均由亮白色鐵素體和灰黑色馬氏體的雙相組織組成。隨著弛豫時(shí)間的縮短，鐵素體晶粒逐漸縮小，1#～4#試樣鐵素體晶粒平均尺寸分別為 13.6、12.8、11.5和10.3 μm，鐵素體晶粒形態(tài)由等軸鐵素體逐漸向準(zhǔn)多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，鐵素體含量逐漸減少。試驗(yàn)鋼快速冷卻到700 ℃左右時(shí)，先共析鐵素體首先在過(guò)冷奧氏體邊界開(kāi)始析出，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大，體積分?jǐn)?shù)增多，未轉(zhuǎn)變的奧氏體中C、Mn含量增多，奧氏體穩(wěn)定性增加，在隨后的快冷過(guò)程中生成馬氏體，得到F+M的雙相鋼組織。1#試樣因?yàn)槌谠r(shí)間最長(zhǎng)，鐵素體生長(zhǎng)較為充分，為等軸多邊體組織，塊狀馬氏體均勻彌散的分布在鐵素體的晶界處。4#試樣弛豫時(shí)間較短，鐵素體析出后來(lái)不及長(zhǎng)大，沿奧氏體組織晶界分布。馬氏體含量隨著弛豫時(shí)間的減少而逐漸增多，通過(guò)imag-pro軟件計(jì)算可知，1#～4#試樣對(duì)應(yīng)的馬氏體含量分別為16%、20%、25%和32%，由島狀分布逐漸過(guò)渡到條帶狀、大塊聚集分布狀態(tài)，4#試樣出現(xiàn)了明顯的板條狀的馬氏體組織。與4#試樣相比，1#試樣的弛豫時(shí)間較長(zhǎng)，剩余奧氏體中碳含量更高，相變點(diǎn)也更低，更容易得到塊狀的馬氏體組織；而4#試樣的弛豫時(shí)間較短，奧氏體組織中的碳含量更接近試樣鋼的原始成分，具有更高的Ms相變溫度，更容易生成板條狀馬氏體[10]。該試驗(yàn)鋼的變化規(guī)律與文獻(xiàn)[11]超快冷熱軋雙相鋼研究結(jié)果一致。

表2 試驗(yàn)鋼軋制工藝

(a)1#試樣；(b)2#試樣；(c)3#試樣；(d)4#試樣圖4 不同弛豫時(shí)間下試驗(yàn)鋼的顯微組織(a) 1# sample; (b) 2# sample; (c) 3# sample; (d) 4# sampleFig.4 Microstructure of test steel in different relaxation time

2.2 力學(xué)性能

圖5和表3分別為試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線和拉伸性能。可以看出，1#～4#試驗(yàn)鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線均為連續(xù)屈服，由于熱軋后的奧氏體經(jīng)弛豫處理過(guò)程中，鐵素體生成過(guò)程中不斷地向奧氏體進(jìn)行擴(kuò)散，使得奧氏體中碳含量變高，奧氏體更加穩(wěn)定，后續(xù)產(chǎn)生的馬氏體因相變膨脹對(duì)周圍鐵素體進(jìn)行擠壓，從而產(chǎn)生較多的可動(dòng)位錯(cuò)的原因[12]。隨著弛豫時(shí)間由3.0 s增加到5.7 s，屈服強(qiáng)度從488 MPa降低至418 MPa，抗拉強(qiáng)度從713 MPa降低至635 MPa，斷后延伸率則從20.6 %增加至23.6 %。

圖5 試驗(yàn)鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線及拉伸性能Fig.5 Stress and strain curve and tensile properties of test steel

表3 試驗(yàn)鋼拉伸性能

根據(jù)文獻(xiàn)[13]，雙相鋼中屈服強(qiáng)度主要由塑性流變應(yīng)力決定，而抗拉強(qiáng)度則主要由馬氏體的強(qiáng)度和數(shù)量決定。當(dāng)弛豫時(shí)間較短時(shí)，馬氏體含量高，其抗拉強(qiáng)度也較高。同時(shí)，馬氏體相變膨脹擠壓鐵素體組織，當(dāng)塑性形變?cè)阼F素體相中進(jìn)展時(shí)，增加了兩相界面處的塑性應(yīng)變導(dǎo)致阻礙鐵素體相繼續(xù)塑性流變的應(yīng)力，從而提高屈服強(qiáng)度，表現(xiàn)為弛豫時(shí)間3 s時(shí)的屈服強(qiáng)度最高，5.7 s時(shí)最低。綜上所述，當(dāng)終軋溫度為850 ℃左右、弛豫溫度為700 ℃左右時(shí)，試驗(yàn)鋼除弛豫時(shí)間短至3.0 s的情況下n值較低外，在3.6～5.7 s弛豫時(shí)間內(nèi)，均可以獲得良好的組織性能匹配，滿足DP600的技術(shù)要求。

3 討論與分析

為了研究變形過(guò)程中鐵素體和馬氏體的協(xié)同變形情況，進(jìn)行了原位拉伸試驗(yàn)。圖6為1#試樣的原位拉伸金相組織，圖6(a)～6(d)位移依次為0.84、1.14、2.23和3.32 mm。馬氏體呈島狀分布在塊狀鐵素體的晶界處。當(dāng)位移為0.84 mm時(shí)，此時(shí)鐵素體處于彈性形變區(qū)，未發(fā)現(xiàn)滑移及裂紋，見(jiàn)圖6(a)；位移為1.14 mm時(shí)，在試樣的邊緣位置圖6(b)-1處開(kāi)始出現(xiàn)微小裂紋，周圍也開(kāi)始出現(xiàn)滑移線，如圖6(b)-2處；變形量達(dá)到2.23 mm時(shí)，裂紋繼續(xù)增生、擴(kuò)展，滑移線開(kāi)始大量出現(xiàn)，在裂紋尖端應(yīng)力場(chǎng)的作用下，會(huì)產(chǎn)生塑性區(qū)，在塑性區(qū)內(nèi)應(yīng)力最大處、當(dāng)應(yīng)力超過(guò)兩項(xiàng)界面結(jié)合力時(shí)形核，萌生新的微裂紋或者微孔，如圖6(c)-5處。當(dāng)位移達(dá)到3.32 mm時(shí)，鐵素體嚴(yán)重變形，沿拉伸方向伸長(zhǎng)，鐵素體內(nèi)的滑移線大量出現(xiàn)，與拉伸軸呈45°，馬氏體未見(jiàn)明顯變形，但局部因碎裂與鐵素體基體剝離(圖6(d)-5)，產(chǎn)生空洞，在F-M的兩相界上出現(xiàn)微裂紋。裂紋擴(kuò)展結(jié)合將導(dǎo)致材料的最終失效。

(a)0.84 mm；(b)1.14 mm；(c)2.23 mm；(d)3.32 mm圖6 不同位移下試驗(yàn)鋼的原位拉伸組織Fig.6 In-situ tensile structure of steel steel under different displacement

原位拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明，試驗(yàn)鋼中的鐵素體軟相在變形過(guò)程中優(yōu)先發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致了拉伸初期較高的加工硬化率和低屈服強(qiáng)度，隨后導(dǎo)致馬氏體硬相的破碎、形成空洞并連接而導(dǎo)致鋼板失效。弛豫溫度過(guò)高，容易導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大；弛豫溫度過(guò)低，則因冷卻過(guò)程中鐵素體轉(zhuǎn)變不充分導(dǎo)致過(guò)多馬氏體組織的生成，使其成形能力較差。同樣，弛豫時(shí)間的長(zhǎng)短，對(duì)馬氏體的形貌和數(shù)量也造成了類似影響。結(jié)合上述試驗(yàn)結(jié)果，試驗(yàn)鋼在700 ℃進(jìn)行3.6～4.4 s弛豫，可有效控制馬氏體的體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)，對(duì)延遲裂紋萌生及擴(kuò)展具有積極的作用。

4 結(jié)論

1)通過(guò)三段式冷卻方法制備力學(xué)性能600 MPa級(jí)超強(qiáng)雙相鋼，其顯微組織為鐵素體和馬氏體。

2)弛豫時(shí)間由5.7 s減小到3.0 s，鐵素體晶粒平均尺寸由13.6 μm降低到10.3 μm，形態(tài)由等軸鐵素體逐漸向準(zhǔn)多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變；馬氏體含量由16%增加到32%，抗拉強(qiáng)度由635 MPa增加到713 MPa，n值、延伸率降低。

3)試驗(yàn)鋼在拉伸過(guò)程中鐵素體將發(fā)生嚴(yán)重拉長(zhǎng)變形、應(yīng)力增大，馬氏體出現(xiàn)局部破碎、微裂紋或者空洞，在兩相界面處形核并擴(kuò)展。