800 MPa級冷軋耐候雙相鋼連續(xù)冷卻相變及組織性能研究

王小鵬，杜林秀，周 民，楊 星

(1.東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110819;2.重慶賽迪冶煉裝備系統(tǒng)集成工程技術研究中心有限公司，重慶401122)

目前我國鐵路客、貨車車輛車體用耐候鋼主要有09CuPCrNi和09CuPCrRe鋼等［1］，然而，隨著國民經(jīng)濟的高速增長和鐵路貨運的高速發(fā)展，鐵路運輸更加繁忙，鐵路車輛急需向高強度、高速化、輕型化發(fā)展.這就要求開發(fā)出強度更高、厚度更薄、成形性能更好的鐵路車廂用高強耐候鋼板.而雙相鋼是一種由鐵素體和馬氏體組成性能優(yōu)良的低碳低合金高強鋼，與普通低碳結(jié)構(gòu)鋼相比，雙相鋼具有屈服強度低，抗拉強度高，無屈服現(xiàn)象，加工硬化指數(shù)高，均勻伸長率和總伸長率大、綜合性能良好等特點，這些性能使板材具有良好的沖壓性能的同時也具有很高的強度［2-4］.耐候鋼具有良好的耐候性，若將耐候鋼進行冷軋雙相化處理得到耐候雙相鋼應用到鐵路車廂上，將對鐵路車廂減重、節(jié)約運營成本、減輕鋼軌和路基的載荷提供有利條件.目前，對冷軋耐候雙相鋼的研究報道很少，僅局限在對已有熱軋耐候鋼板進行冷軋雙相熱處理或直接雙相化熱處理，如:Chunling Zhang［5］等利用 09CuPCrNi熱軋板通過亞溫淬火熱處理法制備了700 MPa級的冷軋耐候雙相鋼，并經(jīng)過中性鹽霧實驗、極化曲線的測定證明其耐候性能優(yōu)于熱軋板.本文以一種自主設計的800 MPa級冷軋耐候鋼成分，通過Formastor-FⅡ相變儀測定了其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，分析退火溫度對800 MPa級冷軋耐候雙相鋼組織性能的影響，確定出最優(yōu)的退火工藝，以期為800 MPa級冷軋耐候雙相鋼板工業(yè)生產(chǎn)工藝提供理論依據(jù).

1 實驗

1.1 試樣制備

實驗鋼來自某鋼廠的熱鍛坯，成分如表1所示，熱鍛坯厚度為40 mm.熱鍛坯在加熱爐中加熱至1 200℃保溫1 h，然后，在東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室(RAL)Φ450熱軋實驗機上進行熱軋，開軋溫度約為1 050℃，終軋溫度約為880℃，層流冷卻至650℃，隨爐冷模擬卷取.熱軋終軋厚度為4 mm.將熱軋板經(jīng)酸洗冷軋至1.2 mm厚，冷軋壓下率為70%.冷軋及熱軋板光學顯微組織見圖1.在冷軋板上截取100 mm×500 mm的矩形試樣作為連續(xù)退火用的標準試樣.將4 mm厚的熱軋板機械加工成Φ3 mm×10 mm作為測定CCT曲線的標準試樣.

表1 實驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

圖1 實驗鋼熱軋和冷軋顯微組織(4%硝酸酒精腐蝕)

1.2 實驗方法

具體實驗方案如下:①連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線.將試樣以10℃/s的速度加熱到850℃，保溫5 min，然后分別以0.5，1，2，5，10，20，40，60，80 ℃ /s的速度冷卻至室溫，實驗在Formaster-FⅡ相變儀上完成;②加熱溫度對實驗鋼組織性能的影響.將試樣以5℃/s的速度分別加熱到720、750、780、800、820℃，并保溫300 s，然后以2℃/S的冷速將試樣冷至720℃，直接以50℃/s的冷速冷至200℃，保溫300 s，空冷至室溫.退火實驗在東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室?guī)т撨B續(xù)退火模擬實驗機上完成.

退火后，依照國標GB/T228-2002將試樣加工成50 mm標距的非比例拉伸試樣，于室溫下在5105-SANS微機控制電子萬能試驗機上進行拉伸試驗，拉伸速度為3 mm/min.顯微組織檢測的試樣取自退火板的側(cè)截面，金相顯微組織觀察是在LEICA DMIRM多功能金相顯微鏡上進行，并用自帶的分析軟件進行相含量分析測定.掃描電子顯微組織分析在(JEOL)JSM-7001F熱場發(fā)射掃描電鏡上進行，并利用掃描電子顯微鏡附帶的電子背散射衍射(EBSD)分析系統(tǒng)對顯微組織中的殘余奧氏體、鐵素體平均晶粒尺寸及晶體取向分布進行分析測定(步長0.1 μm).試樣的內(nèi)部微觀組織形貌分析在TECNAI G220 TEM透射電子顯微鏡上進行.

2 結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程的相變規(guī)律及顯微組織分

經(jīng)Formaster-FⅡ相變儀測定得到的實驗用鋼臨界點溫度(θ)為:Ac1=688℃，Ac3=823℃，Ms=420℃.實驗鋼的靜態(tài)CCT曲線如圖2所示.

圖2 實驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

由圖2可知，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變相變區(qū)域包括:先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)、貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)以及馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū).隨著冷卻速度從0.5℃/s增加到60℃/s，鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度逐漸降低，且鐵素體析出溫度一直低于670℃;當冷卻速度為0.5℃/s時，開始出現(xiàn)一定量的貝氏體和馬氏體;當冷卻速度大于2℃/s時，不再生成珠光體;當冷速大于40℃/s時，不再有先共析鐵素體生成，當冷速大于80℃/s時，已完全進入馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū).

實驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變顯微組織演變過程見圖3，在0.5℃/s冷卻速度下室溫顯微組織為鐵素體基體上彌散分布的珠光體以及少量的貝氏體和馬氏體(注意此冷速下已生成馬氏體組織，這在后面將會討論)，如圖3(a)所示;隨著冷卻速度的進一步增大，當冷卻速度達到2℃/s時，珠光體量減小，鐵素體晶粒變得越加細小，取而代之的是貝氏體和馬氏體含量逐漸增多，如圖3(c)所示;當冷速達到5℃/s時，珠光體都已經(jīng)基本消失，組織為鐵素體、貝氏體和馬氏體，如圖3(d)所示;當冷速達到40℃/s時，室溫組織為貝氏體+馬氏體組織，如圖3(g)所示;當冷速達到80℃/s時，室溫組織已完全為馬氏體組織，如圖3(i)所示.

圖3 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織形貌(4%硝酸酒精腐蝕)

由上述的實驗結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，實驗鋼在很低的冷速下(0.5℃/s)就會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，這與傳統(tǒng)耐候鋼及雙相鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變顯微組織明顯不同，如續(xù)偉霞等［6］利用一種化學成分為0.14C-1.43Mn-0.69Si-0.79Al耐候鋼測定的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線顯示，只有冷速大于30℃/s，馬氏體才開始出現(xiàn).吳紅艷等［7］利用化學成分為0.15C-1.5Mn-0.63Si-0.31Cu耐候鋼測定的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線顯示，當冷速大于15℃/s，僅獲得板條狀貝氏體;金光燦等［8］利用低Si，C-Mn-Cr-Mo-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅雙相鋼測定的CCT曲線顯示，在冷速大于16.8℃/s才開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變.本實驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變在低冷速下出現(xiàn)馬氏體，這可能與本實驗鋼中的Cr含量有關，Cr會提高奧氏體淬透性，抑制珠光體轉(zhuǎn)變，使珠光體開始轉(zhuǎn)變的冷卻速度降低，這使得在相同冷速下更容易發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變.

2.2 連續(xù)退火后實驗鋼顯微組織和力學性能分析

實驗鋼退火后的顯微組織如圖4所示，掃描電鏡下馬氏體組織呈現(xiàn)具有浮凸感的島狀和塊狀形貌，馬氏體呈現(xiàn)帶狀分布在鐵素體基體上，少量島狀馬氏體分布在鐵素體晶粒內(nèi).實驗結(jié)果表明，隨著退火溫度的升高，馬氏體的形態(tài)分布由低溫的帶狀組織分布逐漸減弱.馬氏體組織呈帶狀分布主要有兩方面原因:一方面是由于熱軋帶狀組織遺傳，由于本實驗鋼合金元素中C、Mn元素含量較高，使得在熱軋組織中珠光體呈帶狀分布(如圖1所示)，這在隨后退火過程中組織會呈現(xiàn)一定的遺傳.另一方面可能是連續(xù)退火加熱速度較快所致，奧氏體在冷軋態(tài)鐵素體未完全發(fā)生再結(jié)晶就已經(jīng)優(yōu)先在原珠光體區(qū)域形成帶狀組織.這一點已被一些研究者所證實，如:D.Z.YANG等［9］和 N.Peranio 等［10］的研究結(jié)果表明，在連續(xù)加熱過程中，奧氏體的形成發(fā)生在形變鐵素體發(fā)生完全再結(jié)晶之前.退火過程中形成的帶狀組織，在連續(xù)冷卻后馬氏體呈帶狀分布在鐵素體基體上，由于帶狀組織的存在對成形性能不利，應盡量從熱軋及退火工藝對加熱過程組織演變規(guī)律上控制和消除帶狀組織.

圖5(a)為實驗鋼退火后在透射電鏡下觀察到的鐵素體和馬氏體組織形貌，圖5(b)為透射電鏡下觀察到的馬氏島精細組織結(jié)構(gòu)，主要由板條馬氏體組成，并在板條馬氏體內(nèi)也可以觀察到一定量的位錯.通常，臨界區(qū)加熱溫度越高，奧氏體中平均碳含量就會越低，在隨后的快冷過程中，低碳的奧氏體極易轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體.在透射電鏡下可以觀察到臨近馬氏體島的鐵素體內(nèi)存在大量位錯，如圖5(c)所示，而在孤立存在的鐵素體中僅有極少量位錯，未觀察到第二相粒子析出物，見圖5(d).

圖4 實驗鋼退火后顯微組織(SEM)

圖5 退火后實驗鋼的TEM形貌

鐵素體中位錯的產(chǎn)生是由于馬氏體相變過程中，馬氏體的切變引起體積、形狀變化，以及奧氏體向馬氏體相變時發(fā)生比容變化，從而使得相鄰的鐵素體受到擠壓而產(chǎn)生高密度的位錯.

圖6為實驗鋼側(cè)截面中心部分微區(qū)EBSD照片，掃描步長設置為0.1 μm.

圖6 實驗鋼某微區(qū)的EBSD照片

分析軟件統(tǒng)計結(jié)果顯示，微區(qū)中基體鐵素體晶粒均在10 μm以下，其中5 ～9 μm鐵素體晶粒約占總體積分數(shù)的80%，鐵素體平均晶粒尺寸約6 μm.微區(qū)殘余奧氏體分布情況如圖6(a)所示，殘余奧氏體呈現(xiàn)蠕蟲狀和顆粒狀，分布位置與馬氏體位置有很強的依賴關系.殘余奧氏體比較細碎，見圖6(b)，在馬氏體與鐵素體晶界處殘余奧氏體分布較多，馬氏體內(nèi)部殘余奧氏體較少.殘余奧氏體大部分在2 μm以下，分析軟件統(tǒng)計結(jié)果顯示，微區(qū)殘余奧氏體所占體積分數(shù)約為5%.

表2為經(jīng)過工藝②退火后的力學性能.表2結(jié)果表明，在設定退火工藝下抗拉強度均達到800 MPa級以上.隨著退火溫度的升高，屈服強度和抗拉強度均升高，延伸率先升高后降低，在780℃時延伸率和強塑積達到最大值.實驗鋼達到如此高的抗拉強度，主要是由于含較高Mn、Cr的固溶強化效果及細小鐵素體晶粒尺寸的細晶強化及高密度位錯的位錯強化，在這幾種強化效果的綜合作用下，強度大大提高;同時室溫組織中存在的一定量殘余奧氏體，在塑性變形過程中強化了基體也對提高均勻延伸率有利.

表2 實驗鋼退火工藝與性能

由表2可知，在退火溫度為780℃時實驗鋼的延伸率達到最高值18%，這與具有較高的鐵素體體積分數(shù)及馬氏體形態(tài)分布有關.鐵素體是顯微組織中塑性較好的相，對拉伸變形過程中協(xié)調(diào)馬氏體形變有著重要作用.本文的實驗結(jié)果表明，隨著退火溫度的升高，馬氏體的形態(tài)分布由低溫的帶狀組織分布逐漸減弱，在退火溫度為780℃時已明顯顯示出非連續(xù)分布，雖然鐵素體體積分數(shù)隨退火溫度升高而降低，但由于帶狀組織的減弱，延伸率在780℃達到最大值.在退火溫度超過780℃后由于馬氏體體積分數(shù)過大，導致延伸率迅速減少.在本文的工藝條件下，實驗鋼在退火溫度為780℃時獲得最優(yōu)的力學性能，屈服強度為387 MPa，抗拉強度為863 MPa，斷后延伸率為18%，屈強比為0.45，強塑積達15 534，具有較好的綜合力學性能.

3 結(jié)論

1)由于實驗鋼中Cr和Mn含量較高，其淬透性提高，過冷奧氏體在很低的冷卻速度(0.5℃/s)下即有馬氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)生，而珠光體量很少，當冷速達到80℃/s時，其室溫組織為馬氏體.

2)在低溫退火時，馬氏體組織呈明顯帶狀分布，對塑性不利.隨臨界區(qū)退火溫度升高，帶狀組織減弱，延伸率上升，當溫度進一步升高時，由于馬氏體體積分數(shù)的升高，延伸率又迅速降低.

3)經(jīng)最優(yōu)工藝退火后實驗鋼的顯微組織為多邊形鐵素體(79%)+塊狀的馬氏體(16%)+細小的殘余奧氏體(5%)，殘余奧氏體主要分布于馬氏體晶粒內(nèi)部或與鐵素體的晶界處.最優(yōu)退火工藝下，實驗鋼屈服強度為387 MPa，抗拉強度為863 MPa，斷后延伸率為18%，屈強比為0.45，強塑積達15 534，具有較好的綜合力學性能.

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