韓世緒，劉靖寶，劉國龍，楊玉厚

（1.河北鋼鐵集團唐鋼技術(shù)中心，河北 唐山 063001；2.華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院，河北 唐山 063210）

近幾年來由于汽車工業(yè)的快速發(fā)展，高強汽車板用材的需求越來越多。同時隨著汽車產(chǎn)品逐漸朝向輕量化的方向發(fā)展，生產(chǎn)商對原料板材的綜合使用性能也提出了更高的要求。高強雙相鋼由于其高的初始硬化率、高的加工硬化能力以及較低的屈強比而受到汽車廠家的青睞，基于這些特點，780 MPa級雙相鋼主要被用于汽車的保險杠、橫梁、座椅滑軌以及車身外部加強件，成為汽車用鋼的重要組成部分。

雙相鋼的組織組成主要是由鐵素體基體和一定量的浮凸島狀馬氏體，同時可能伴隨有少量的殘余奧氏體和貝氏體，各組成相的含量與狀態(tài)的不同對雙相鋼力學(xué)性能的影響也各不相同，如鐵素體的晶粒度、雙相組織的顯微結(jié)構(gòu)，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)、含碳量及其形態(tài)分布等[1]。近年來，對先進高強鋼的研究層出不窮，材料的強度也都在逐步的提高。但隨著強度的提升，材料的成形性受到明顯的限制，雖然目前對汽車鋼的研究方向主要集中于成形性優(yōu)良的1 500 MPa級別及以上的熱沖成型鋼種，然而高強度熱成型鋼的卻有著生產(chǎn)工藝復(fù)雜、使用成本較高，產(chǎn)線控制不穩(wěn)定等不利因素，因此相比更為成熟的冷沖壓成形雙相鋼來說，發(fā)展前景不占優(yōu)勢[2]。對于現(xiàn)有的780 MPa級雙相鋼的研究主要有普通的C-Si-Mn-Cr、C-Si-Mn-Nb-Ti等成分體系，前者成形性較差，后者提升成形的同時也提升了生產(chǎn)成本，本文為780 MPa級別雙相鋼的工業(yè)生產(chǎn)提供了一種新的思路，同時解決了成形性與高成本的矛盾問題。

文章采用C-Si-Mn-Al-Cr系冷軋板作為實驗用材，利用熱模擬試驗機、金相顯微鏡、拉伸試驗機、試驗室用二輥冷軋機等實驗手段研究不同退火溫度對組織與性能的影響、并模擬光整軋制力對性能的影響，研究結(jié)果對工業(yè)生產(chǎn)有重要的指導(dǎo)意義。

1 實驗材料及方法

實驗鋼為熱軋板經(jīng)過總壓下率為60%的4道次軋制之后制得的冷硬板。從冷軋板帶鋼中間部位切取30 mm×240 mm尺寸的試樣若干個，進過酸洗去除表面油污之后，在Gleeble-3500熱模擬試驗機進行實驗。試驗鋼成分如表1所示。

表1 試驗鋼成分組成 %

使用Jmatpro軟件對該成分鋼種的AC1、AC3進行熱力學(xué)模擬計算，可根據(jù)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)化開始與完成情況判定兩相區(qū)溫度區(qū)間為686~910℃。

文獻指出[3]，相變溫度可以由以下公式得出；

經(jīng)過（1）（2）（3）式的理論計算得出：Ms=412℃、AC1=691℃、AC3=922℃。

根據(jù)Jmatpro模擬計算與相變點經(jīng)驗公式所得結(jié)果，設(shè)定退火溫度為接近臨界區(qū)溫度AC1+（20～30）℃范圍，因此確定試驗所需的退火溫度區(qū)間720～860℃，退火溫度步長設(shè)定20℃（見圖1）。

圖1 JmatPro模擬計算兩相區(qū)溫度

實驗工藝采用兩段式冷卻，試樣經(jīng)一定加熱速率升溫至雙相區(qū)（720～860℃），保溫40 s，緩冷至某一溫度（720～680℃）緊接著快冷至440℃，恒溫30 s后直接快冷至室溫。試驗工藝設(shè)定如圖2所示，熱模擬實驗方案見表2。

圖2 熱模擬實驗工藝設(shè)定

表2 熱模擬實驗方案 ℃

退火后的試樣經(jīng)線切割切成5 mm×10 mm的小試樣，并根據(jù)GB/T 228.1—2010的要求制備A50標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，以備后續(xù)組織觀察和力學(xué)性能檢測。A50標(biāo)準(zhǔn)試樣在Zwick Roell Z100型拉伸機進行拉伸實驗以測定力學(xué)性能；5 mm×10 mm試樣經(jīng)過研磨、拋光之后在4%的硝酸酒精溶液浸蝕約8 s，使用AXIO Imager.A2 m金相顯微鏡（OM）觀察金相組織。試樣觀察面如圖3所示。

圖3 試樣觀察面

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 均熱溫度對試驗鋼顯微組織及力學(xué)性能的影響

2.1.1 均熱溫度對試驗鋼顯微組織的影響

冷硬板經(jīng)退火之后發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，在此期間隨著溫度的升高，伴隨著原始組織的奧氏體化，而再結(jié)晶鐵素體、奧氏體的含量與形態(tài)是決定冷卻之后最終組織與性能的重要因素。在低溫階段只發(fā)生冷硬態(tài)原始組織的回復(fù)，在此階段以鐵素體中亞結(jié)構(gòu)的變化為主，并未產(chǎn)生再結(jié)晶晶核，同時退火過程未進入兩相區(qū)，該溫度下沒有相變發(fā)生，只是原始組織的中亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)，因此隨著溫度的升高回復(fù)過程逐漸推進，典型的冷軋纖維組織內(nèi)部應(yīng)力逐漸降低。在冷卻后的力學(xué)性能保留了之前的力學(xué)性能遺傳性，產(chǎn)生了硬度逐漸降低的趨勢。

圖4為不同退火溫度下的顯微組織圖。退火溫度為720~860℃，步長設(shè)定20℃。圖4-1 720℃、4-2 740℃還可明顯看出有冷軋典型的纖維狀組織的存在，并且存在大量原始的組織殘留，鐵素體與珠光體的纖維晶層狀交錯，在低溫退火過程中，冷軋纖維狀無法全部消除，兩相區(qū)的初始階段表現(xiàn)為鐵素體的再結(jié)晶與奧氏體化同時進行，并且低溫段主要發(fā)生鐵素體的再結(jié)晶，高溫段則是以鐵素體的奧氏體化為主，因此低溫段原始組織狀態(tài)殘留較為明顯[4]；圖4-3退火后組織狀態(tài)出現(xiàn)明顯變化，隨著溫度升高奧氏體化率提升，使得最終組織馬氏體含量顯著上升。此外鐵素體的再結(jié)晶更加充分，形變鐵素體向等軸鐵素體轉(zhuǎn)化明顯；當(dāng)溫度達到760℃以上時馬氏體占比顯著增高，并且晶粒尺寸開始減小，說明隨著溫度的升高奧氏體化率逐步提高。同樣由下頁圖5所示抗拉強度曲線可以看出試驗鋼性能隨奧氏體化率的提升而顯著增高。

圖4 不同退火溫度顯微組織

2.1.2 均熱溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響

由于材料中添加了大量不溶于滲碳體的Si、Al等元素，在兩相區(qū)退火過程中，原始組織中的C會大量的向奧氏體轉(zhuǎn)移，使得奧氏體的穩(wěn)定性大大提高。冷卻過過程中以殘余奧氏體的形式保留了下來。這種殘留于室溫的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體，是一種極具潛力的組織，該殘余奧氏體在一定的載荷作用力下，會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。變形過程中所造成的應(yīng)力集中，由于馬氏體的相變而使得應(yīng)力集中得以松弛，該過程推移了頸縮的到來，提高了均勻延伸過程；同時，馬氏體體積膨脹，提高了相鄰鐵素體的應(yīng)變儲能，位錯增加，使得材料的強度升高[5]。

圖5為不同均熱溫度下，實驗鋼的力學(xué)性能。圖5中720℃、740℃溫度下抗拉強度上升，屈服強度下降，同樣表明該階段主要進行著鐵素體的再結(jié)晶，伴隨兩相區(qū)輕微的奧氏體化。鐵素體的再結(jié)晶，由形變鐵素體轉(zhuǎn)化為等軸鐵素體使得屈服強度降低；而一定量的奧氏體化使得材料在發(fā)生馬氏體相變以后抗拉強度增高。740℃以后，隨著溫度升高強度不斷提高。因為隨溫度的升高，奧氏體化率升高，馬氏體體積分?jǐn)?shù)增大，其流變應(yīng)力、抗拉強度、屈服強度等均隨著馬氏體體積分?jǐn)?shù)的升高而增大，同時伴隨著溫度的提高，固溶強化效果加強，即屈服強度提高的原因[6]。當(dāng)溫度到達820℃時，高溫的加持使得奧氏體化足夠充分，導(dǎo)致奧氏體中C濃度的降低，奧氏體穩(wěn)定性降低，因此在冷卻過程中出現(xiàn)部分貝氏體相變，隨溫度的提升，奧氏體穩(wěn)定性逐漸降低，導(dǎo)致貝氏體相變越加明顯，而性能上升不明顯，伸長率在達到最高點18.5%之后轉(zhuǎn)而下降，該情況會對材料的成形性非常不利。

圖5 均熱溫度與性能的關(guān)系

2.2 緩冷溫度對試驗鋼顯微組織及力學(xué)性能的影響

2.2.1 緩冷溫度對試驗鋼顯微組織的影響

圖6為不用緩冷溫度下試驗鋼的顯微組織，緩冷溫度設(shè)定五個不同冷卻值分別為720℃、710℃、700℃、690℃、680℃。對于雙相鋼來說，緩慢冷卻是一個伴隨有取向附生鐵素體析出與固溶元素向奧氏體富集的過程。該階段不僅起到凈化鐵素體，穩(wěn)定奧氏體的作用，最重要的是調(diào)節(jié)原始奧氏體與鐵素體的比例，進而調(diào)整材料的最終強度。緩冷過程中鐵素體優(yōu)先從奧氏體晶界析出，并且逐漸擴展長大。隨著緩冷溫度的降低，鐵素體的析出量逐步增多，相反，奧氏體的含量會由于相轉(zhuǎn)變而逐漸減少。緩冷溫度由720℃到680℃的轉(zhuǎn)變過程可以看出，馬氏體（黑色）的量逐漸減少，而鐵素體（白色）量逐漸增多，原因為原始奧氏體的量隨著緩冷溫度的降低在持續(xù)減少，而導(dǎo)致最終組織中馬氏體的量同步減少，馬氏體的量減少是造成強度降低的主要原因。

圖6 不同緩冷溫度顯微組織

2.2.2 緩冷溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響

緩冷階段主要發(fā)生鐵素體的析出，以及伴隨有固溶元素的轉(zhuǎn)移。由于碳在奧氏體中的溶解度要比在鐵素體中高的多，因此在緩冷過程中，新生鐵素體的析出使得C、Mn等元素向奧氏體富集，該過程既凈化了鐵素體，又提高了奧氏體的穩(wěn)定性[7]，因此緩冷是一個協(xié)調(diào)材料變形與強度的重要過程。圖7為不同緩冷溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響。從圖7中看可以看出，不同緩冷溫度下試驗鋼的抗拉強度相差不大，僅在緩冷700℃時，出現(xiàn)最高點；不同緩冷溫度下屈服強度則有明顯的差異，當(dāng)溫度高于700℃后，由于緩冷溫度的提高，導(dǎo)致緩冷過程中新生鐵素體的占比減少，強度較高，而低溫緩冷時析出的附生鐵素體含量升高，強度略微降低。

圖7 緩冷溫度與性能的關(guān)系

3 光整機對力學(xué)性能的影響

實際生產(chǎn)過程都會添加光整工藝，光整一般起到改善板型，提高鍍鋅表面質(zhì)量，提高屈服強度的作用。實驗采用二輥冷軋機模擬光整過程對試驗鋼力學(xué)性能的影響。試樣采用退火均熱溫度為800℃、緩冷溫度為700℃寬度為30 mm的熱模擬試樣，試驗試樣強度Rm=837 MPa，RP0.2=377 MPa。

光整機軋制力滿足以下經(jīng)驗公式：

式中：F為軋制力，kN；K為比例系數(shù)；d為鋼板寬度，mm。

選取5個試樣進行光整工藝模擬，且設(shè)定5個不同K值以選取最佳工藝。根據(jù)經(jīng)驗公式設(shè)定軋制力參數(shù)如表3，圖8為不同K值對試驗鋼力學(xué)性能的影響。

表3 軋制力參數(shù)設(shè)定

圖8 不同K值對試驗鋼力學(xué)性能的影響

圖8中可以看出不同的軋制參數(shù)K值對抗拉強度影響不大，但對屈服強度具有明顯的影響。雙相鋼本身就具有較高的初始加工硬化能力，在光整過程中光整機的軋制壓力使得材料產(chǎn)生一定的加工硬化，因此屈服強度隨軋制力F的提升而隨之增高。由試驗結(jié)果可以看出，鋼板寬度d固定時，屈服強度值隨K值呈線性變化并得出線性擬合公式：

由此可以得出軋制力F與RP0.2的關(guān)系式：

因此，可以認(rèn)為在生產(chǎn)不同屈強比（屈服強度與抗拉強度的比值）的780 MPa級別鋼種時所對應(yīng)的K值不同，即此結(jié)論中K值的選取為實際產(chǎn)線生產(chǎn)提供了有利的指導(dǎo)意義。

4 結(jié)論

1）該780 MPa級雙相鋼退火后的組織組成為鐵素體+馬氏體。

2）試驗鋼隨著退火溫度的升高，首先進行回復(fù)與再結(jié)晶，并且在740℃完成完全再結(jié)晶。當(dāng)退火溫度為800℃時綜合力學(xué)性能最優(yōu)，Rm=837 MPa，RP0.2=377 MPa，強塑積=15.9 Gpa%。

3）光整軋制力對屈服強度的貢獻極大，對抗拉強度無顯著影響。通過實驗找出了軋制力F、試驗鋼寬度d與屈服強度RP0.2之間的關(guān)系式，為工業(yè)生產(chǎn)提供了一定的理論支撐。