卷取溫度對(duì)700 MPa熱軋雙相鋼組織和性能的影響

劉 杰 李文遠(yuǎn) 代曉莉 郭 佳 劉 錕 陳 斌

(1.首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院，北京 100043； 2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100043)

隨著汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展和對(duì)環(huán)境保護(hù)要求的不斷提高，節(jié)能、降耗、環(huán)保和安全已成為新一代汽車的發(fā)展趨勢(shì)[1- 2]。雙相鋼以相變強(qiáng)化為基礎(chǔ)，由軟相鐵素體和硬相馬氏體組成，因其低的屈強(qiáng)比、較高的強(qiáng)度和良好的強(qiáng)塑性匹配，而成為汽車加強(qiáng)板、底盤、輪輻、保險(xiǎn)杠等車體構(gòu)件向輕量化和安全性發(fā)展的主要優(yōu)質(zhì)高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)用鋼[3- 5]。

雙相鋼熱軋生產(chǎn)分為中溫卷取和低溫卷取兩種類型。中溫卷取型的奧氏體相在控制冷卻過程中先析出一定數(shù)量鐵素體，然后快冷至介于A→F和A→B轉(zhuǎn)變溫度之間的亞穩(wěn)奧氏體無(wú)相變區(qū)(一般為500～600 ℃)進(jìn)行卷取，隨后板卷冷卻過程中亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體獲得兩相組織。成分上主要通過添加鉬元素提高卷取溫度區(qū)亞穩(wěn)無(wú)相變奧氏體的穩(wěn)定性，抑制鐵素體轉(zhuǎn)變，但成本較高[6- 7]。低溫卷取型雙相鋼是將鋼終軋后先在兩相區(qū)控冷獲得部分鐵素體，隨后快速冷卻到馬氏體相變區(qū)，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體發(fā)生馬氏體相變，再進(jìn)行低溫卷取[8]。其特點(diǎn)是在減少合金元素(如Mo、Cr)的加入情況下能避開貝氏體的生成，同時(shí)也避免了鐵素體的時(shí)效，降低了成本，也是近年來(lái)汽車用鋼領(lǐng)域重點(diǎn)研制的鋼種之一。

本文采用傳統(tǒng)的C- Mn成分體系，通過實(shí)驗(yàn)室軋制和卷取模擬試驗(yàn)，重點(diǎn)研究了卷取溫度對(duì)700 MPa熱軋雙相鋼組織和性能的影響，以期為工業(yè)生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼采用中試50 kg真空感應(yīng)爐冶煉、模鑄，鑄錠尺寸為100 mm×150 mm×300 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.13 C、0.4 Si、1.6 Mn、0.014 P、0.002 S、0.56 Al。將鋼錠缺陷部位切除，剩余部分作為熱軋坯料。

取坯料加工成φ8 mm×12 mm的圓柱體試樣，在美國(guó)DSI Gleeble- 2000熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)。首先將試樣以10 ℃/s速率加熱至1 150 ℃，保溫5 min。然后以10 ℃/s速率冷卻至1 050 ℃，進(jìn)行第一道次變形，變形量為30%，變形速率為20 s-1；再以10 ℃/s速率冷卻至860 ℃，進(jìn)行第二道次變形，變形量為20%，變形速率為20 s-1；最后分別以0.1、0.5、1、3、5、10、15、20、30 ℃/s的速率冷卻至室溫，采集溫度、膨脹量和時(shí)間數(shù)據(jù)，繪制出溫度- 膨脹量曲線，并結(jié)合金相法、硬度法繪制出試驗(yàn)鋼的CCT曲線。

根據(jù)動(dòng)態(tài)CCT曲線制定熱軋工藝制度方案為：先將坯料加熱至1 150 ℃，保溫2 h，然后在中試550二輥可逆軋機(jī)上進(jìn)行熱軋，始軋溫度1 100 ℃，終軋溫度860 ℃，終軋后立即水冷至鐵素體相變區(qū)，停留一段時(shí)間，使鐵素體析出，再分別快速水冷至450、350、300、250 ℃，隨后將試樣放入卷取爐中隨爐冷卻，模擬熱軋卷取。

沿?zé)彳埌彘L(zhǎng)度方向切取拉伸試樣，其尺寸示意圖如圖1所示。根據(jù)GB/T 5028.1—2008，采用Zwick/Roell Z1200萬(wàn)能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)量試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

在熱軋板上切取金相試樣，經(jīng)磨制、機(jī)械拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕，然后采用DMI5000M光學(xué)顯微鏡、JSM- 7001F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)試樣縱截面組織進(jìn)行觀察分析，最后使用Bruker D8 advance X射線衍射儀測(cè)定殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。

2 結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線

圖2為試驗(yàn)鋼經(jīng)兩道次變形后以不同速率冷卻得到的室溫顯微組織。冷卻速率為0.1 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼為鐵素體和珠光體兩相組織。冷卻速率為0.5 ℃/s時(shí)，組織中開始出現(xiàn)貝氏體。冷卻速率為0.5～5 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的組織由鐵素體、珠光體和貝氏體組成，且隨著冷卻速率的增加，珠光體數(shù)量逐漸減少，貝氏體數(shù)量逐漸增多。冷卻速率為10 ℃/s時(shí)，珠光體基本消失。當(dāng)冷卻速率大于15 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的組織由鐵素體、貝氏體和馬氏體組成。

試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線圖如圖3所示，包含鐵素體區(qū)、珠光體區(qū)、貝氏體區(qū)和馬氏體區(qū)。試驗(yàn)冷速范圍內(nèi)均發(fā)生了鐵素體轉(zhuǎn)變，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍較寬，除0.1 ℃/s冷卻速率外，其余冷速下均發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變，且貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間相對(duì)穩(wěn)定。珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)隨著冷卻速率的增大而不斷縮小，直至冷速為5 ℃/s時(shí)基本消失。冷卻速率在10 ℃/s及以上時(shí)，發(fā)生馬氏體相變。

2.2 卷取溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

表1為試驗(yàn)鋼在不同卷取溫度下的力學(xué)性能?？梢钥闯?，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨著卷取溫度的升高而降低。其中450 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度最低，僅為571 MPa，但斷后伸長(zhǎng)率最高，A80達(dá)到24%。當(dāng)卷取溫度為300～350 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度幾乎沒有差異，均為700 MPa左右，300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率為22.5%，明顯高于350 ℃卷取的試驗(yàn)鋼。當(dāng)試驗(yàn)鋼在250 ℃卷取時(shí)，抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到749 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為21.5%，略低于300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼。

圖2 試驗(yàn)鋼以不同速率冷卻至室溫的顯微組織Fig.2 Microstructures of the tested steel after cooling to room temperature at different cooling rates

圖3 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線Fig.3 Dynamic CCT curves of the tested steel

表1 不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of the tested steel coiled at different temperatures

2.3 卷取溫度對(duì)顯微組織的影響

圖4為在不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼的縱截面組織的SEM形貌。整體看，不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼的顯微組織中均有多邊形鐵素體存在，且鐵素體沿軋制方向尺寸略大于厚度方向。鐵素體是一種軟相，可以提高鋼的塑性，因而試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率均較高，A80達(dá)到18.5%～24.0%。

圖4(a)為在450 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的顯微組織，為多邊形鐵素體加粒狀貝氏體。圖4(b)～4(d)為在250～350 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的顯微組織，均為多邊形鐵素體和馬氏體。值得注意的是，圖3中的動(dòng)態(tài)CCT曲線顯示試驗(yàn)鋼的貝氏體相變溫度區(qū)間在460 ℃以上。但在實(shí)際軋制生產(chǎn)過程中，由于在鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)停留時(shí)間充足，多邊形鐵素體大量形核與長(zhǎng)大，促進(jìn)了合金元素尤其是碳、錳元素向過冷奧氏體中大量富集。因此，試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變被大幅度抑制，450 ℃卷取時(shí)仍會(huì)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)卷取溫度降至350 ℃及以下時(shí)，則貝氏體轉(zhuǎn)變被完全抑制，馬氏體相變隨之發(fā)生。

圖4 不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼縱截面的掃描電鏡組織Fig.4 SEM images of longitudinal section of the tested steel coiled at different temperatures

從試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線可以看出，在30 ℃/s冷速下，馬氏體相變開始溫度在400 ℃以上，但在實(shí)際軋制生產(chǎn)過程中,由于在高溫鐵素體相區(qū)充分停留，大量碳、錳元素在過冷奧氏體富集，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的馬氏體相變開始溫度大幅度降低。從圖4(b)～4(d)可知，不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼中均存在兩種類型的馬氏體組織：一種是尺寸較小的塊狀淬火馬氏體，另一種是尺寸稍大的回火馬氏體，且回火馬氏體內(nèi)有碳化物析出。產(chǎn)生這種組織差異的根本原因是由于奧氏體晶粒大小不同導(dǎo)致的奧氏體合金成分不均勻,即在熱軋冷卻過程中，過冷奧氏體沿晶界或者變形帶析出多邊形鐵素體，鐵素體的析出使得碳、錳元素在奧氏體內(nèi)部進(jìn)一步富集，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，因而在隨后的冷卻過程中更不容易發(fā)生馬氏體相變。而部分過冷奧氏體在高溫階段來(lái)不及析出多邊形鐵素體，奧氏體不能通過合金元素的富集而提升穩(wěn)定性，很容易在接下來(lái)的冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變。因此大晶粒的過冷奧氏體在較高的溫度下更易發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變以及馬氏體自回火，這也是在不同溫度卷取的試驗(yàn)鋼中均發(fā)現(xiàn)大尺寸回火馬氏體的主要原因。

2.4 析出物

掃描電鏡觀察時(shí)發(fā)現(xiàn)，350 ℃卷取的試驗(yàn)鋼板的近表面出現(xiàn)了大量析出物，這些析出物集中分布在距離試驗(yàn)鋼板表面45 μm的范圍內(nèi)，且越靠近表面析出物的數(shù)量越多，其形貌多數(shù)呈棒狀，大多分布在多邊形鐵素體內(nèi)，少量位于晶界處，如圖5所示。能譜分析得出這些棒狀析出物均為碳化物，如圖6所示。這些碳化物的析出與熱軋鋼板的表層脫碳密切相關(guān)，但在其他溫度卷取的試驗(yàn)鋼中這種析出物不明顯，其原因是，在450 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力較大，盡管表層出現(xiàn)了脫碳層，但貝氏體相變?nèi)阅芡瓿?。?dāng)卷取溫度降低、貝氏體相變被抑制時(shí)，鋼板表層由于脫碳導(dǎo)致在350 ℃卷取時(shí)無(wú)法發(fā)生馬氏體相變，此時(shí)，過冷奧氏體中的碳只能以碳化物的形式析出。繼續(xù)降低卷取溫度，馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力增大，表層的過冷奧氏體又可以通過馬氏體相變而穩(wěn)定存在，因而碳化物的析出被抑制。這些碳化物的析出通常會(huì)降低鋼的延性， 并奪取鋼中的C元素，影響富碳?xì)埩魥W氏體的形成，或使形成的殘留奧氏體由于碳含量低而不穩(wěn)定， 削弱殘留奧氏體的作用。因而， 在350 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率明顯低于300 ℃卷取的。

圖5 350 ℃卷取的試驗(yàn)鋼板表層的析出物Fig.5 Precipitates of case of the tested steel coiled at 350 ℃

圖6 析出物的形貌及能譜分析Fig.6 Morphology and EDS analysis of precipitates

2.5 殘留奧氏體

采用X射線衍射儀測(cè)得450、350、300和250 ℃卷取的試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為1.1%、1.8%、3.5%、2.3%。圖7為300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的XRD圖譜。

在顯微組織和力學(xué)性能相近的條件下，希望試驗(yàn)鋼獲得盡量多的殘留奧氏體。盡管350和300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度相近，但300 ℃卷取的斷后伸長(zhǎng)率更高，且殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高，達(dá)到3.5%，故300 ℃為理想的卷取溫度。這是因?yàn)殇撝袣埩魥W氏體具有TRIP效應(yīng)，通過塑性變形，可以松弛局部集中的應(yīng)力，延緩顯微裂紋的萌生，阻礙顯微裂紋的擴(kuò)展與長(zhǎng)大。擴(kuò)展中的裂紋遇到殘留奧氏體時(shí)，會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)向或分叉，從而吸收更多的能量使鋼的斷裂韌性提高。并且當(dāng)裂紋尖端遇到殘留奧氏體時(shí)，在裂紋尖端的塑性區(qū)，殘留奧氏體會(huì)發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，吸收能量，鈍化裂紋，提高斷裂韌性[9]。

圖7 300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the tested steel coiled at 300 ℃

3 結(jié)論

(1)450 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度僅為571 MPa，沒有達(dá)到預(yù)期700 MPa要求，組織主要為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，該卷取溫度明顯偏高。

(2)350和300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度分別為358和365 MPa，抗拉強(qiáng)度分別為696和697 MPa，強(qiáng)度相近，但300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到22.5%，明顯高于350 ℃卷取的。這是由于350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的近表層析出了大量棒狀碳化物，不僅降低了鋼的塑性，而且由于消耗了部分碳，影響了鋼中殘留奧氏體的形成。300 ℃卷取的試驗(yàn)鋼由于其組織分布均勻，且含有3.5%體積分?jǐn)?shù)的殘留奧氏體，從而獲得了良好的強(qiáng)度與韌性匹配，因此300 ℃是生產(chǎn)700 MPa級(jí)熱軋雙相鋼的理想的卷取溫度。

(3)250 ℃卷取的試驗(yàn)鋼中,由于生成了大量聚集成帶的塊狀馬氏體，導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度偏高，達(dá)到749 MPa，因此700 MPa熱軋雙相鋼不適宜在250 ℃卷取。