高擴(kuò)孔型鐵素體／貝氏體雙相鋼組織性能研究

谷海容，張 建，楊興亮，劉永剛，潘紅波

（馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心，安徽馬鞍山，243000）

飛速發(fā)展的汽車工業(yè)對(duì)汽車的安全性能、燃油經(jīng)濟(jì)性、環(huán)保排放等提出了越來越高的要求，輕量化已成為汽車工業(yè)的發(fā)展方向，由此促進(jìn)了具有良好綜合性能的先進(jìn)高強(qiáng)鋼（AHSS）如鐵素體／馬氏體雙相（FMDP）鋼、鐵素體／貝氏體雙相（FBDP）鋼、相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）鋼、孿晶誘導(dǎo)塑性（TWIP）鋼、復(fù)相（CP）鋼、馬氏體（M）鋼、淬火配分（Q＆P）鋼和熱成形（HF）鋼等[1－3]的開發(fā)。熱軋雙相鋼因其具有強(qiáng)度高、屈強(qiáng)比低、初始加工硬化率高以及強(qiáng)度和韌性匹配良好等優(yōu)點(diǎn)，是目前應(yīng)用最多的AHSS鋼種之一[4]。與傳統(tǒng)的馬氏體雙相（FMDP）鋼相比，鐵素體／貝氏體雙相（FBDP）鋼能夠很好地兼顧材料的強(qiáng)度和延伸性，并且具有良好的焊接性能、疲勞性能以及擴(kuò)孔性能，主要用于制作汽車車輪、底盤等結(jié)構(gòu)件，是目前汽車用鋼的研究熱點(diǎn)之一。本文對(duì)自主開發(fā)的鐵素體／貝氏體雙相鋼組織性能進(jìn)行分析，并初步探索了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)化和拉伸凸緣機(jī)制。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1所示。為了保證試驗(yàn)鋼的高強(qiáng)度和高韌性，同時(shí)考慮其加工性能和焊接性能，需將其碳含量控制在較低水平。雖然硅具有擴(kuò)大α區(qū)、提高碳的活度、加速先共析鐵素體的形成和一定的固溶強(qiáng)化等作用，但考慮到汽車用材對(duì)表面質(zhì)量的嚴(yán)格要求，所以采取了低硅設(shè)計(jì)。為保證必要的強(qiáng)度和組織細(xì)化，尤其是使鋼的組織亞結(jié)構(gòu)細(xì)化，采用了適當(dāng)?shù)腻i和鈮微合金化。鋼板的強(qiáng)度越高，材料缺口敏感性越強(qiáng)，脫硫處理越有效[5]。為減少鋼中以MnS為代表的線形硫化物等非金屬夾雜物對(duì)翻邊性能的不良影響，對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行了脫硫處理。鋼水由轉(zhuǎn)爐冶煉，鋼坯在1 250℃左右加熱，經(jīng)兩階段控軋，軋后經(jīng)冷卻并在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)進(jìn)行卷取。共軋制試驗(yàn)鋼3卷，對(duì)每個(gè)鋼卷進(jìn)行取樣，分別編號(hào)為1?！?＃，對(duì)試樣的力學(xué)性能、擴(kuò)孔性能和顯微組織進(jìn)行檢測(cè)分析。

表1 試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分（wB／%）Table 1 Main chemical compositions of tested steels

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能和擴(kuò)孔性能

試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表2所示。由表2可見，試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能均滿足JIS G 3134—2006標(biāo)準(zhǔn)要求，且具有良好的強(qiáng)度和塑性匹配。

表2 試驗(yàn)鋼卷的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of tested steels

對(duì)于鐵素體／貝氏體雙相鋼來說，較高的延伸凸緣性能是其突出的性能特征，該性能可用擴(kuò)孔率λ值來表示：

式中：D0為初始孔徑，mm；D1為擴(kuò)孔后孔緣出現(xiàn)裂紋時(shí)的孔徑，mm。

按GBT15825.4—2008進(jìn)行擴(kuò)孔試驗(yàn)，結(jié)果如表3和圖1所示。由表3中可見，3卷試驗(yàn)鋼的擴(kuò)孔率均高于JIS G 3134—2006標(biāo)準(zhǔn)要求，與日本神戶和住友公司同類產(chǎn)品的擴(kuò)孔率（110%左右）大體相當(dāng)[6]。

表3 試驗(yàn)鋼的擴(kuò)孔性能Table 3 Hole－expansion ratio of tested steels

圖1為試樣擴(kuò)孔試驗(yàn)后的形貌。由圖1可見，各試樣變形后孔緣均光滑均勻，擴(kuò)孔后孔徑大體相當(dāng)，表明材料具有較好的協(xié)調(diào)變形能力和性能穩(wěn)定性。

圖1 試驗(yàn)鋼擴(kuò)孔后的形貌Fig.1 Morphology of tested steels after hole－expansion test

2.2 顯微組織

軋制后試驗(yàn)鋼的典型顯微組織如圖2所示。由圖2中可見，軋后顯微組織為典型的鐵素體加貝氏體雙相組織，貝氏體彌散分布于鐵素體基體之間。用截線法可測(cè)得鐵素體晶粒尺寸約為6～7μm；用圖像分析軟件進(jìn)行分析可知，貝氏體體積分?jǐn)?shù)約為15%。

圖2 試樣軋后顯微組織Fig.2 Microstructure of rolled sample

圖3 試驗(yàn)鋼的TEM形貌照片F(xiàn)ig.3 TEM micrographs of tested steels

試驗(yàn)鋼的透射電鏡照片如圖3所示。由圖3中可見，鐵素體基體中分布著大量細(xì)小的圓形析出物粒子，主要是Nb的C、N化合物，尺寸約為30～50 nm（見圖3（a））；鐵素體、貝氏體中均有大量的位錯(cuò)纏結(jié)，貝氏體以板條狀為主（見圖3（b））；貝氏體板條間有明顯的碳化物顆粒（見圖3（c））。

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3 討論

3.1 試驗(yàn)鋼的強(qiáng)化機(jī)制

對(duì)于復(fù)相組織鋼，其強(qiáng)度－延伸凸緣性能的均衡主要取決于鐵素體基體強(qiáng)度的控制和貝氏體體積分?jǐn)?shù)及組織形態(tài)的調(diào)整。

本試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度主要取決于強(qiáng)度較低的鐵素體基體，其強(qiáng)化方式遵循一般的鋼鐵材料規(guī)律。

對(duì)于本試驗(yàn)鋼來說，在一般的稀固溶體中，因溶質(zhì)固溶而造成的屈服強(qiáng)度的增量，即固溶強(qiáng)化值可表示為[7]

式中：σss為固溶強(qiáng)化值，MPa；KB為固溶強(qiáng)化系數(shù)；wB為固溶態(tài)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。

對(duì)于本試驗(yàn)鋼來說，將表1數(shù)據(jù)代入式（2）可得，因固溶而引起的強(qiáng)化值約為80 MPa。

晶粒細(xì)化是惟一能夠同時(shí)提高鋼強(qiáng)度和韌性的方法，細(xì)晶強(qiáng)化遵循Hall－Petch公式，即：

式中：σg為晶粒強(qiáng)化量，MPa；ky為比例系數(shù)，對(duì)于大角度晶界其值為15.1～18.1 N·mm－3／2；d為鐵素體晶粒平均直徑，mm。

通過適當(dāng)?shù)拟壩⒑辖鸹?，并結(jié)合低溫終軋和軋后快冷，本試驗(yàn)鋼晶粒尺寸細(xì)小，鐵素體晶粒尺寸約為6～7μm，屬于典型的細(xì)晶鋼，將晶粒尺寸平均值代入上式，可以估算出細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值約為195～234 MPa，細(xì)化晶粒產(chǎn)生的強(qiáng)化作用明顯。

由圖3中可見，本試驗(yàn)鋼中存在大量納米尺度的Nb的C、N化合物，該種粒子硬度高，難于變形，適用于Gladman等的理論。采用Ashby－Orowan修正模型，模型以位錯(cuò)線在滑移面上兩個(gè)相鄰粒子之間弓出、第二相粒子混亂分布為依據(jù)，對(duì)析出強(qiáng)化有：

式中：σp為析出強(qiáng)化量，MPa；μ為剪切模量，對(duì)于鋼鐵材料（鐵素體），μ＝8×104MPa；b為柏氏矢量，取值為2.5×10－7mm；l為析出粒子平均間距，mm；d為析出粒子平均直徑，mm。

由圖3（a）中可見，取析出粒子平均直徑為40 nm，析出粒子平均間距為200 nm，計(jì)算可得本試驗(yàn)鋼析出強(qiáng)化量約為140 MPa。

位錯(cuò)強(qiáng)化也是金屬材料中有效的強(qiáng)化方式之一。金屬材料的流變應(yīng)力（以及屈服強(qiáng)度）與位錯(cuò)密度ρ之間的關(guān)系如下[8]：

式中：σd為位錯(cuò)強(qiáng)化量，MPa；M為取向因子，在體心立方α－Fe中，M＝3.1；α為比例系數(shù)；ρ為位錯(cuò)密度，mm／mm3。

通過奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)溫度附近大變形量高速終軋，輔以軋后快速冷卻，本試驗(yàn)鋼中可獲得較高的位錯(cuò)密度（見圖3（b））。根據(jù)上述計(jì)算，并結(jié)合表2所示力學(xué)性能數(shù)值，可推算出位錯(cuò)強(qiáng)化及其他強(qiáng)化機(jī)制的強(qiáng)度貢獻(xiàn)值約為50 MPa。

綜上所述，對(duì)于本試驗(yàn)鋼來說，各強(qiáng)化方式對(duì)屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)的大小依次為細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)及其他強(qiáng)化。

在鐵素體基體強(qiáng)度確定的情況下，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度可表述為兩相強(qiáng)度的線性疊加，即滿足下式[6]：

式中：σ為雙相鋼的抗拉強(qiáng)度，MPa；fF、fB分別為組織中鐵素體和貝氏體的體積分?jǐn)?shù)，%；σF、σB分別為鐵素體和貝氏體組織的抗拉強(qiáng)度，MPa。

由圖2分析可知，本試驗(yàn)鋼中貝氏體體積分?jǐn)?shù)約為15%。適量的硬相存在，較好地保證了鋼材的抗拉強(qiáng)度。同時(shí)，由透射電鏡分析結(jié)果可知，試驗(yàn)鋼中貝氏體以板條貝氏體為主，間以細(xì)小的硬質(zhì)碳化物，這種亞結(jié)構(gòu)對(duì)提高貝氏體強(qiáng)度較為有利，其作用要大于粒狀貝氏體對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，從而也起到了提高鋼材抗拉強(qiáng)度的作用。

3.2 試驗(yàn)鋼的拉伸凸緣機(jī)制

在成形過程中，材料斷裂本質(zhì)上是個(gè)微裂紋產(chǎn)生、擴(kuò)展和連接的過程。對(duì)于鐵素體／貝氏體雙相鋼來說，提高材料的純凈度以保證基體的連續(xù)性，提高材料的塑性、韌性以提高材料的成形極限和各相之間的協(xié)調(diào)變形能力，可抑制裂紋生成和擴(kuò)展，從而改善材料拉伸凸緣性能，其影響因素主要有非金屬夾雜物、組織形態(tài)、微合金元素等[5，9]。

如前所述，通過合適的成分設(shè)計(jì)與控軋控冷，本試驗(yàn)鋼的最終組織為85%左右的鐵素體加15%左右的貝氏體。貝氏體中固溶碳含量較低，其內(nèi)部的碳化物形態(tài)與分布方式對(duì)韌性的負(fù)面影響較小，而尺寸細(xì)小、具有位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的貝氏體本身也有著較高的韌性。另一方面，本試驗(yàn)鋼的延伸率較高，表明鋼中大量存在的鐵素體基體塑性較好，在應(yīng)力場(chǎng)的作用下會(huì)產(chǎn)生較大的塑性變形，這將有助于減弱裂紋附近的局部應(yīng)力集中，從而阻止擴(kuò)孔成形過程中裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展。

此外，通過適量的鈮微合金化，可有效細(xì)化鐵素體晶粒尺寸，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化效果；同時(shí)在合適的工藝條件下，可在鐵素體基體中大量彌散析出納米級(jí)Nb的C、N化合物，具有較好的析出強(qiáng)化作用。由力學(xué)性能結(jié)果可知，本試驗(yàn)鋼具有較大的屈服強(qiáng)度富余量，屈強(qiáng)比較大，表明上述綜合作用可有效地提高鐵素體基體強(qiáng)度，縮小鐵素體基體與貝氏體相之間的強(qiáng)度差，從而提高了兩相之間的協(xié)調(diào)變形能力，即鐵素體產(chǎn)生塑性變形的同時(shí)，貝氏體也有一定的變形，使變形過程中產(chǎn)生的局部應(yīng)力集中得到松弛，最終提高了材料的拉伸凸緣性能。

再則，本試驗(yàn)鋼采取了較嚴(yán)格的脫硫處理，有效地降低了以硫化錳為代表的非金屬夾雜物對(duì)基體連續(xù)性的破壞，減少了塑性變形過程中夾雜處的應(yīng)力集中，抑制了微裂紋的產(chǎn)生，對(duì)材料拉伸凸緣性能也起到了較好的保證作用。

4 結(jié)論

（1）試驗(yàn)鋼的顯微組織由約85%的鐵素體和約15%的貝氏體組成，鐵素體晶粒細(xì)小、位錯(cuò)密度較高、基體中有大量細(xì)小彌散的納米析出物，貝氏體以板條狀為主，板條間有較多碳化物顆粒。試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能和拉伸凸緣性能優(yōu)異，具有較好的強(qiáng)度－拉伸凸緣性能匹配。

（2）各強(qiáng)化機(jī)制對(duì)試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)大小依次為細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)等其他強(qiáng)化。在基體強(qiáng)度較高的情況下，體積分?jǐn)?shù)為15%的板條貝氏體相和板條間碳化物可較好地保證雙相鋼的抗拉強(qiáng)度。

（3）在鋼質(zhì)純凈的基礎(chǔ)上，通過合適的成分設(shè)計(jì)和控軋控冷工藝，改善試驗(yàn)鋼的塑韌性和減小兩相強(qiáng)度差以提高兩相協(xié)調(diào)變形能力是獲得雙相鋼優(yōu)異拉伸凸緣性能的重要手段。

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