卷取溫度對熱軋高擴孔540HE鋼組織和性能的影響

李秋寒 郭子峰 張 ? 郭 佳 馮 軍 李玉鵬

(1.首鋼集團有限公司技術研究院薄板研究所，北京 100043；2.北京首鋼股份有限公司，河北 遷安 064404；3.綠色可循環鋼鐵流程北京市重點實驗室，北京 100043)

鐵素體/馬氏體雙相鋼既具備鐵素體鋼的良好塑性變形性能也達到先進高強鋼的抗拉強度級別，因此在汽車結構件生產中有較為廣泛的應用[1- 2]。但軟質鐵素體基體與硬質馬氏體相的硬度差別巨大，這就導致了鐵素體與馬氏體在加工成形時的形變程度差異較大，易于在兩相邊界產生微孔隙，并發展成宏觀裂紋。近年來，以貝氏體代替馬氏體開發出的鐵素體/貝氏體雙相鋼，又稱高擴孔鋼，以其優異的延伸凸緣性而被廣泛應用于需要擴孔、翻邊等復雜成形操作的零部件，如車輪等的生產。貝氏體的硬度低于馬氏體，以貝氏體取代馬氏體作為硬質相既能保證材料具有較高的抗拉強度和較低的屈強比，即繼承了鐵素體/馬氏體雙相鋼的優點，也能縮小硬質相與鐵素體基體兩相間的硬度差，從而大幅度提升產品的擴孔率[3- 5]。研究發現[6- 8]，提高微合金元素鈮的質量分數至0.04%以上將同時提高鋼的強度與擴孔率。蔡明暉等[9]研究表明，硅可以促進高溫等軸鐵素體的析出，并抑制貝氏體相變；錳不僅能細化相變組織，還促進了粒狀貝氏體的形成，低硅高錳的成分體系可獲得均勻、微細化的鐵素體/貝氏體雙相組織。

目前，國外許多鋼鐵企業均可以提供高擴孔鋼系列產品，并逐漸擴展其系列產品的強度等級范圍。而國內的研發仍多集中于600 MPa級以上的高擴孔鋼，對540 MPa級產品的研究較少。針對國內汽車廠對高擴孔鋼的使用需求，本文以首鋼研發生產的新型汽車底盤等零件用540 MPa級熱軋高擴孔鋼(牌號為540HE)為對象，研究了卷取溫度對其組織、力學性能及擴孔率的影響，以期為高擴孔540HE鋼的生產與應用提供試驗參考。

1 試驗材料與方法

首鋼540HE高擴孔鋼的化學成分設計如表1所示。為了保證產品的焊接性能及表面質量，采用低C、低Si、高Mn成分體系，并適當添加Nb和Ti等微合金元素。Mn作為奧氏體形成元素，提高鋼的淬透性并降低其臨界轉變溫度，降低珠光體和貝氏體轉變溫度，推遲珠光體和貝氏體轉變，從而降低材料對控冷條件的敏感性。Nb和Ti的固溶拖曳及析出釘扎晶界作用能夠延遲再結晶并細化晶粒，在鐵素體相變過程中析出的碳氮化物起到沉淀強化的作用，因此適量添加Nb和Ti可以顯著推遲珠光體轉變而易于獲得貝氏體組織。

540HE鋼的生產工序為：鐵水預處理→轉爐冶煉→LF精煉處理→RH精煉處理→板坯澆注→鋼坯精整→加熱→高壓水粗除鱗→5道次粗軋(出口溫度1 050～1 100 ℃)→高壓水精除鱗→7道次精軋(終軋溫度860～910 ℃)→層流分段冷卻→卷取。根據高擴孔鋼的鐵素體+貝氏體組織要求，熱軋層流冷卻采用水冷+空冷+水冷三階段冷卻工藝，最終在貝氏體區完成卷取。具體熱軋工藝參數如表2所示。

表1 試驗鋼的化學成分設計(質量分數)Table 1 Chemical composition design of the test steel (mass fraction) %

表2 試驗鋼的熱軋工藝參數Table 2 Hot- rolling parameters of the test steel

參照GB/T 228.1—2010沿鋼板軋制方向截取A80拉伸試樣，采用MTS810型萬能拉伸試驗機進行室溫力學性能檢測。根據GB/T 24524—2009進行擴孔試驗，擴孔試樣尺寸為92 mm×92 mm，預先沖孔(孔徑10 mm)，而后在ZWICK BUP400型通用板材成形機上進行擴孔試驗。最后采用LEXT3100激光共聚焦掃描顯微鏡、S- 3400N掃描電鏡和JEM- 2100F透射電鏡觀察微觀組織，并輔以X- act能譜儀對析出相成分進行分析。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖1為不同溫度卷取后試驗鋼的顯微組織。可見在不同溫度卷取后，試驗鋼的基體組織均由鐵素體和貝氏體兩相組成。卷取溫度為420 ℃時，鐵素體的晶粒較小且分布均勻，并存在大量針狀鐵素體，貝氏體均勻地分布于鐵素體基體中。隨著卷取溫度的提高，鐵素體晶粒長大，當卷取溫度達到490 ℃時，部分鐵素體晶粒粗化，基體組織均勻性降低。由此可知，低溫卷取有利于晶粒細化、提高基體組織均勻性。這是因為隨著卷取溫度的降低，元素擴散與晶界遷移速度降低，從而抑制了鐵素體晶粒的長大。

圖1 經不同溫度卷取的試驗鋼的顯微組織 Fig.1 Microstructures of the test steel coiled at different temperatures

2.2 析出相

EDS分析結果表明(見圖2)，試驗鋼中的第二相為(Nb,Ti)C復合析出相。透射電鏡觀察發現，不同卷取溫度下析出相的尺寸與分布差異較大，其數量隨著卷取溫度的降低而略有減少。圖3(a)為490 ℃卷取的試驗鋼中析出相的形態，部分析出相顆粒較粗大，尺寸可達50 nm。隨著卷取溫度的降低，析出相尺寸減小。當卷取溫度降低至420 ℃時，以小顆粒析出相為主，尺寸為20 nm左右，且在基體內分布更為彌散。

卷取溫度較低時，(Ti,Nb)C復合析出相的尺寸相對較小。原因是，卷取溫度降低，冷速加快，合金元素過飽和程度增大，第二相析出的驅動力增大，臨界形核功降低，從而第二相形核率增大。雖然第二相的臨界晶核尺寸減小，但合金元素的擴散速率卻隨著卷取溫度的降低而下降，從而使得第二相難以聚集長大，尺寸細小。此外，低溫卷取時，基體晶粒細小，晶界面積增大，形核位置增多，從而使得析出相更為細小彌散。

圖2 試驗鋼中析出相的能譜分析Fig.2 Energy spectrum analysis of precipitates in the test steel

圖3 不同溫度卷取的試驗鋼中的析出相Fig.3 Precipitates in the test steel coiled at different temperatures

2.3 力學性能及擴孔率

不同溫度卷取的試驗鋼的力學性能、擴孔率及貝氏體含量如表3所示。

從表3中可見，隨著卷取溫度的降低，試驗鋼的貝氏體含量和擴孔率均升高，經3種溫度卷取的鋼擴孔率均可達80%以上。如圖4所示，隨著卷取溫度的升高，試驗鋼的屈服強度與抗拉強度均降低，斷后伸長率升高。

表3 卷取溫度對試驗鋼力學性能、擴孔率及貝氏體含量的影響Table 3 Effect of coiling temperature on mechanical properties, hole expansion rate and bainite content of the test steels

圖4 卷取溫度對試驗鋼力學性能的影響Fig.4 Effect of coiling temperature on mechanical properties of the test steels

根據材料的顯微缺陷強化理論，可在材料中制造大量的顯微缺陷并使之合理分布，利用顯微缺陷與位錯之間的相互作用來使材料強化[10]。材料中常見的顯微缺陷有固溶原子、晶界、位錯以及析出相等。對應的強化方法為固溶強化、細晶強化、位錯強化和析出強化等，其中細晶強化與沉淀強化的脆化矢量很小，對材料韌性損害較小。根據Hall- Petch關系，強化方式與屈服強度的關系為：

YS=σo+σg+σss+σp+σd

(1)

式中：YS為屈服強度；σo鐵素體晶格點陣阻力；σp為沉淀強化；σg為細晶強化(σg=kd-1/2)；σss為固溶強化；σd為位錯強化。

材料中微合金元素在鐵素體中固溶含量極低，基本以析出相形式存在，即便在不同溫度卷取時，固溶元素含量差別依然較小。在相同溫度完成軋制，快速冷卻至卷取溫度，基體組織中位錯密度大致相同，位錯強化差別小，因而可忽略以上固溶強化與位錯強化的強度增量。低溫卷取時抑制鐵素體晶粒長大，從而細化了鐵素體晶粒，阻礙位錯運動。同時，低溫卷取易于獲得大量彌散分布的細小(Ti,Nb)C析出相，有效釘扎位錯，阻礙位錯的能力與析出相尺寸大致呈反比[11]。因此隨著卷取溫度的降低，材料的屈服強度增加。

隨著卷取溫度的變化，試驗鋼的抗拉強度變化較小。高擴孔鋼的抗拉強度由鐵素體與貝氏體兩相強度疊加所決定，硬質相貝氏體含量、尺寸及分布狀態對抗拉強度的影響起主導作用。在貝氏體轉變溫度區間內較低的溫度卷取，更易促進貝氏體的生成，貝氏體含量增加，且分布更為彌散，因此試驗鋼的抗拉強度增大。

鋼板的擴孔性又被稱為局部均勻延展性，反映了擴孔區域附近局部變形的能力，組織結構的均勻性決定了材料擴孔性能的高低。因此，基體組織鐵素體貝氏體兩相硬度差、晶粒尺寸、貝氏體硬質相與夾雜物分布[12]對擴孔性影響較大。低溫卷取條件下鐵素體晶粒細小而均勻，貝氏體組織細小且分布更為彌散，基體組織均勻性提高而不易發生應力集中造成局部開裂。同時，(Ti,Nb)C的析出強化可提高鐵素體基體的強度，使強化鐵素體與貝氏體強度相匹配，優化了材料加工過程中兩相的變形協調，從而有利于材料擴孔率的提高。

3 結論

(1)高擴孔540HE鋼經控制軋制與三段式冷卻后，在420～490 ℃卷取后可得到鐵素體+貝氏體雙相組織。

(2)卷取溫度由490 ℃降低至420 ℃時，鐵素體晶粒更細小且分布均勻，貝氏體含量增加且分布更彌散。試驗鋼的屈服強度與抗拉強度隨著卷取溫度的降低而提高，斷后伸長率隨著卷取溫度的降低而降低。

(3)隨著卷取溫度的降低，試驗鋼的擴孔率逐漸升高，其主要原因為：低溫卷取的材料組織更為均勻；經析出相(Ti,Nb)C強化的鐵素體與貝氏體強度匹配良好。