控冷工藝對熱軋雙相鋼組織與性能的影響

熊維亮， 梁 文， 吳 騰， 梁 亮， 吳浩鴻

(1. 漣源鋼鐵有限公司 技術中心， 湖南 婁底 417009； 2. 武漢科技大學 材料與冶金學院， 湖北 武漢 430080)

先進高強鋼(AHSS)強度和塑性配合良好，同時在高強度下還具有較好的成形性能與高的初始加工硬化率，可使其在減重的同時具有較高的安全碰撞性能。因此，AHSS鋼廣泛應用于汽車生產制造中，其中雙相鋼是典型代表。雙相鋼(DP)由鐵素體軟相和馬氏體硬相復合而成，通過兩相的協調變形可獲得良好的綜合性能，可用于高強度和易成形的汽車結構件，如車輪、懸掛系統和底盤結構件等[1-3]。

目前，汽車工業使用的鋼鐵材料仍以冷軋為主，但冷軋增加了生產工序，延長了生產周期，提高了生產成本[4]。隨著控軋控冷技術(TMCP)的發展，特別是超快冷技術的應用，使熱軋雙相鋼的性能更加均勻。開發的熱軋雙相鋼具有成本低、性能優良的特點，通過“以熱代冷”工藝技術實現生產企業與用戶的雙贏[5-6]。本文基于合金減量化原則，在低碳低合金成分設計的基礎上應用超快冷技術(UCF)，研究了控冷工藝對熱軋雙相鋼組織與性能的影響，為雙相鋼的穩定生產提供參考依據。

1 試驗材料與方法

試驗鋼采用真空爐冶煉，其主要化學成分如表1所示。其中低碳有利于提高成形性和焊接性能，適量的Mn和Cr可提高鋼的淬透性以獲得高強度。

圖1 不同控冷工藝下試驗鋼的顯微組織(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3Fig.1 Microstructure of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 2； (c) process 3

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

將冶煉后的鑄坯經鍛造得到42 mm×80 mm×125 mm的坯料，然后將坯料放入1200 ℃爐中保溫1.5 h 使其完全奧氏體化，之后進行兩階段控制軋制(再結晶區粗軋和未再結晶區精軋)，開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度(FDT)約為820 ℃[7]，接著將鋼板超快冷至700 ℃左右，弛豫5～9 s，以析出先共析鐵素體，最后快冷至100～200 ℃卷取(CT)，得到厚度為3.8 mm的熱軋雙相鋼，其控軋控冷工藝參數如表2所示。將成品沿縱截面線切割制取金相試樣，用體積分數為4%的硝酸酒精溶液浸蝕后進行組織觀察，采用型號ZEISS顯微鏡進行OM觀察和定量分析，采用Nova nano 400掃描電鏡和JEM-2100F透射電鏡進行精細結構分析，力學性能與n值采用WAW-500C型萬能材料試驗機測量，拉伸速度為2 mm/min，試樣標距為50 mm。

表2 試驗鋼的UFC-TMCP工藝參數

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

不同控冷工藝處理試驗鋼的顯微組織如圖1所示，均為鐵素體+馬氏體的雙相組織。其中，馬氏體呈暗黑色彌散分布在鐵素體基體上；鐵素體呈白亮色，以多邊形為主。經IPP軟件對組織進行定量分析，1、2和3號樣的鐵素體平均晶粒尺寸分別為4.7、4.6和4.3 μm，體積分數分別為83.2%、81.8%和80.2%。即試驗鋼的鐵素體體積分數約在82%，晶粒尺寸在4～5 μm。試樣經兩階段控軋和超快冷后保留了大量的形變亞結構，這些形變亞結構在兩相區弛豫時提供相變形核點，并促進相變過程中的原子擴散，有利于形成細小的鐵素體。而且，當弛豫時間短、卷取溫度低時，得到鐵素體的晶粒尺寸與體積分數均有減小的趨勢[8-9]。

試驗鋼在析出鐵素體后，水冷至卷取溫度發生馬氏體相變，得到的馬氏體以條狀為主，也存在島狀和片狀馬氏體，其體積分數約18%，掃描電鏡組織如圖2所示。由圖2可知，馬氏體板條邊界不規則易發生扭曲，這是由于熱軋大壓下使奧氏體中產生了大量的高密度位錯和亞晶界等形變亞結構，其晶格畸變程度大，這些形變亞結構的存在破壞了母相的均勻性，而馬氏體相變是基于畸變的母相晶面和晶向，馬氏體形核又為非均勻形核，通過超快冷積累的大量形變亞結構提高了相變所需的自由能，馬氏體板條生長受到抑制，故易形成扭曲的馬氏體板條。當弛豫時間短、卷取溫度低時，得到的鐵素體體積分數少，鐵素體向過冷奧氏體中排碳也少，有利于提高Ms點，得到的馬氏體體積分數多。

圖2 不同控冷工藝下試驗鋼的SEM組織(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3Fig.2 SEM micrographs of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 2； (c) process 3

2.2 力學性能

不同控冷工藝處理試驗鋼的力學性能如表3所示。由表3數據可知，隨著弛豫時間的減少和卷取溫度的降低，試驗鋼的抗拉強度由602 MPa增加至637 MPa，伸長率由31.0%減小至24.0%，屈強比為0.53～0.59，n值為0.17～0.21，即試驗鋼的力學性能均滿足GB/T 20887.3—2010《汽車用高強度熱連軋鋼板及鋼帶》中DP600鋼的要求。該控軋控冷工藝條件下，試驗鋼表現出較好的強韌性。較低的屈強比和較高的n值有利于提高鋼的冷加工成形性能。

表3 不同控冷工藝下試驗鋼的力學性能

試驗鋼的應力-應變曲線如圖3所示，曲線平滑，這是因為雙相鋼中的鐵素體軟相較多，其首先發生塑性變形，產生較多的可動位錯，同時鋼中含碳量較低，在變形過程沒有碳原子對位錯進行釘扎，呈現連續屈服，這有利于提高材料的深沖性能和n值[10]。其中，1號試樣的弛豫時間長、卷取溫度高，其塑性變形階段最長，得到的伸長率最高為31.0%；3號試樣的弛豫時間短、卷取溫度低，其抵抗材料發生頸縮的能力最強，得到的n值最高。

圖3 不同控冷工藝下試驗鋼的應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves of the tested steel with different controlled cooling processes

圖4 不同控冷工藝下試驗鋼的組織特征(a)工藝1；(b)工藝3Fig.4 Microstructure characteristics of the tested steel with different controlled cooling processes(a) process 1； (b) process 3

1號試樣的卷取溫度高、弛豫時間長，得到的鐵素體體積分數最多，而鐵素體作為軟相承擔了主要的塑性變形，得到的伸長率最高；由于熱軋和超快冷保留了大量形變亞結構，這些形變亞結構在兩相區析出鐵素體過程中細化了鐵素體晶粒，并通過TEM觀察到較多的亞晶等亞結構(如圖4(a))，使得試驗鋼具有較高的屈服強度，為351 MPa；鋼中馬氏體體積分數最少，而馬氏體作為硬相起到強化作用，其抗拉強度最低，為602 MPa；馬氏體相變過程中會擠壓周圍的鐵素體，使鐵素體中產生大量的可動位錯，1號試樣的馬氏體較少，產生的可動位錯密度低，得到的n值相對較低，為0.17[11-12]。

2號試樣的卷取溫度和1號試樣相同，但弛豫時間要短，得到的鐵素體體積分數和伸長率居中；由于2號試樣中的鐵素體平均晶粒尺寸較1號試樣略小，由霍爾佩奇公式知，2號試樣的屈服強度較1號試樣高。

3號試樣的卷取溫度低、弛豫時間短，得到的鐵素體體積分數最少，其伸長率也相對較低；盡管該試驗鋼得到的鐵素體尺寸最小，但是低的卷取溫度會使鋼的析出減小，使得其屈服強度較低，為336 MPa，故試驗鋼中屈服強度應該是析出強化和細晶強化共同作用的結果；3號試樣通過相變得到的馬氏體體積分數最多，其抗拉強度最高，為637 MPa，馬氏體相變膨脹使周圍鐵素體產生較高密度位錯區(如圖4(b))，得到的n值也最高，為0.21。考慮到低的卷取溫度會增加潛在板形風險，且DP600鋼的最低屈服強度為330 MPa，因此可將卷取溫度設定為150 ℃以提高屈服強度；同時，9 s的弛豫時間降低了抗拉強度，故將弛豫時間設定為7 s。

3 結論

1) 通過超快冷技術，并應用細晶和亞結構強化等，得到600 MPa級熱軋雙相鋼，其組織為鐵素體和馬氏體。

2) 隨著弛豫時間的減少和卷取溫度的降低，試驗鋼的抗拉強度由602 MPa增加至637 MPa，伸長率由31.0%減小至24.0%，屈強比為0.53～0.59，n值為0.17～0.21，表現出較好的強韌性。

3) 兼顧板形和性能，在大生產時可將卷取溫度設定為150 ℃，弛豫時間設定為7 s。