Cr-Mo-Nb-Ti-B系1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼的性能穩(wěn)定性

田秀剛， 劉靖寶， 鄺 霜

(河鋼集團(tuán)唐鋼公司 技術(shù)中心， 河北 唐山 063001)

隨著我國(guó)汽車(chē)用鋼的快速發(fā)展，超高強(qiáng)度鋼已成為汽車(chē)車(chē)身用鋼的主流。其中高強(qiáng)雙相鋼因其具有強(qiáng)度和延展性匹配性好、屈強(qiáng)比低、初始加工硬化率高等特點(diǎn)，在高強(qiáng)汽車(chē)鋼用量中占比最大。但高強(qiáng)雙相鋼由于其軟相(鐵素體)和硬相(馬氏體)強(qiáng)度差別較大，常在后續(xù)的沖壓、輥壓加工成形中出現(xiàn)開(kāi)裂[1]，如1180DP鋼在某汽車(chē)廠輥壓加工門(mén)檻件時(shí)發(fā)生開(kāi)裂(見(jiàn)圖1)。造成高強(qiáng)雙相鋼開(kāi)裂的原因眾多，除去客戶模具磨損、加工參數(shù)不合適等問(wèn)題外，從組織控制的角度來(lái)說(shuō)應(yīng)適當(dāng)降低馬氏體含量，增加貝氏體含量[2]，減少因軟硬相的高強(qiáng)度差造成的開(kāi)裂問(wèn)題。本文設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)了Cr-Mo-Nb-Ti-B系1180 MPa級(jí)高強(qiáng)復(fù)相鋼產(chǎn)品，結(jié)合熱模擬試驗(yàn)研究不同均熱溫度和不同過(guò)時(shí)效溫度對(duì)1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，最終確定了均熱溫度、緩冷溫度、過(guò)時(shí)效溫度、冷速等一系列連退關(guān)鍵工藝參數(shù)，從組織控制的角度增加了貝氏體，以彌補(bǔ)鐵素體與馬氏體之間的軟硬相高強(qiáng)度差。

圖1 1180DP鋼輥壓開(kāi)裂形貌Fig.1 Cracking morphology of the 1180 MPa duplex phase steel during rolling

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料以本項(xiàng)目前期同級(jí)別雙相鋼1180DP的成分為基礎(chǔ)，設(shè)計(jì)了Cr-Mo-Nb-Ti-B系成分，總體采用相對(duì)低的Si以實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化[3]，Nb、Ti復(fù)合及B的微合金化設(shè)計(jì)思路[4]，設(shè)計(jì)1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼產(chǎn)品的成分構(gòu)成，表1為試驗(yàn)鋼的設(shè)計(jì)成分，旨在保證強(qiáng)度要求的前提下，達(dá)到改善組織均勻性、提升各項(xiàng)成形性以及優(yōu)化軋制效果的作用。

采用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，均熱溫度不同的熱模擬試驗(yàn)的工藝路徑及參數(shù)如圖2所示，熱模擬試驗(yàn)設(shè)定均熱溫度區(qū)間720～860 ℃，保溫120 s后緩冷至650 ℃，然后以37 ℃/s的速度快冷至280 ℃，經(jīng)過(guò)600 s過(guò)時(shí)效段后冷卻至260 ℃，終冷120 s后冷卻至150 ℃，最終冷卻至室溫[5]。

通過(guò)熱模擬試驗(yàn)繼續(xù)研究過(guò)時(shí)效溫度對(duì)復(fù)相鋼力學(xué)性能和組織的影響[6]，圖3為過(guò)時(shí)效溫度不同的熱模擬試驗(yàn)的工藝路徑及參數(shù)，設(shè)定過(guò)時(shí)效溫度區(qū)間為240～400 ℃，同時(shí)控制其他工藝參數(shù)不變，即按前期確定的均熱溫度，保溫120 s控制緩冷段溫度650 ℃，經(jīng)過(guò)快冷段后進(jìn)入過(guò)時(shí)效段，終冷120 s后冷卻至150 ℃，最終冷卻至室溫。

表1 1180 MPa級(jí)雙相鋼、復(fù)相鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖2 不同均熱溫度的熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.2 Thermal simulation test process with different soaking temperatures

圖3 不同過(guò)時(shí)效溫度的熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.3 Thermal simulation test process with different overaging temperatures

隨后，根據(jù)熱模擬試驗(yàn)結(jié)果，在連續(xù)退火工藝中設(shè)定最優(yōu)均熱溫度和過(guò)時(shí)效溫度進(jìn)行生產(chǎn)試軋，觀察顯微組織從鑄坯、熱軋板到連退板的微觀變化，按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，用Z100型電子式拉力試驗(yàn)機(jī)對(duì)連退試樣通寬方向頭部(操作側(cè)、中間、傳動(dòng)側(cè))、中部(操作側(cè)、中間、傳動(dòng)側(cè))、尾部(操作側(cè)、中間、傳動(dòng)側(cè))分別進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，得到抗拉強(qiáng)度Rm、屈服強(qiáng)度Rp0.2及伸長(zhǎng)率A50；進(jìn)行冷彎?rùn)M縱向不同角度性能測(cè)試；采用BCS-50A型成形試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行頭、中、尾部正反面的擴(kuò)孔測(cè)試；用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精、Lepera試劑分別對(duì)連退試樣腐蝕15～20 s后，采用AXIO Imager.A2m型光學(xué)顯微鏡觀察光學(xué)復(fù)相組織和彩色金相；用SIGMA-HD型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察試樣的顯微組織，EBSD數(shù)據(jù)處理進(jìn)行晶界特征分析，并與EDS能譜儀組合使用，分析各物相的元素和含量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱模擬試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1.1 均熱溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖4為不同均熱溫度的熱模擬試驗(yàn)對(duì)1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼力學(xué)性能的影響。由圖4可見(jiàn)，隨著均熱溫度的升高，復(fù)相鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均先上升后下降[7]。復(fù)相鋼組織內(nèi)的貝氏體和馬氏體作為硬相主要貢獻(xiàn)了該鋼種的強(qiáng)度值，均熱溫度在720～840 ℃時(shí)，隨著溫度的升高，貝氏體和馬氏體含量逐漸增加，從而整體上提高抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，但超過(guò)840 ℃后抗拉和屈服強(qiáng)度逐步降低，伸長(zhǎng)率基本維持穩(wěn)定。由試驗(yàn)結(jié)果可見(jiàn)，1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼在均熱溫度為780 ℃以上時(shí)，除840 ℃屈服強(qiáng)度過(guò)高外，其余均能滿足力學(xué)性能要求(內(nèi)控要求：抗拉強(qiáng)度1180～1350 MPa，屈服強(qiáng)度900～1100 MPa，伸長(zhǎng)率≥6%)，但考慮高均熱溫度導(dǎo)致屈服強(qiáng)度偏高及實(shí)際生產(chǎn)中后期軋制力的施加(該過(guò)程會(huì)提高屈服強(qiáng)度)[8]，因此選擇790 ℃為最優(yōu)均熱溫度。

圖4 不同均熱溫度的熱模擬試驗(yàn)對(duì)1180 MPa 級(jí)復(fù)相鋼力學(xué)性能的影響Fig.4 Effect of thermal simulation test with different soaking temperatures on mechanical properties of the 1180 MPa grade complex phase steel

2.1.2 過(guò)時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖5為不同過(guò)時(shí)效溫度的熱模擬試驗(yàn)對(duì)1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼力學(xué)性能的影響。由圖5可見(jiàn)，隨過(guò)時(shí)效溫度的升高，抗拉強(qiáng)度呈單調(diào)遞減趨勢(shì)，屈服強(qiáng)度先波動(dòng)后逐漸減小，伸長(zhǎng)率基本維持穩(wěn)定。在過(guò)時(shí)效溫度為260～320 ℃內(nèi)，復(fù)相鋼各項(xiàng)力學(xué)性能均符合要求(內(nèi)控要求：抗拉強(qiáng)度1180～1350 MPa，屈服強(qiáng)度900～1100 MPa，伸長(zhǎng)率≥6%)，但考慮到實(shí)際生產(chǎn)中后期軋制力的施加(該過(guò)程會(huì)提高屈服強(qiáng)度)，因此選擇280 ℃為最優(yōu)過(guò)時(shí)效溫度。

圖5 不同過(guò)時(shí)效溫度的熱模擬試驗(yàn)對(duì)1180 MPa級(jí) 復(fù)相鋼力學(xué)性能的影響Fig.5 Effect of thermal simulation test with different overaging temperatures on mechanical properties of the 1180 MPa grade complex phase steel

基于以上研究，重點(diǎn)考察不同過(guò)時(shí)效溫度對(duì)復(fù)相鋼組織的影響?？炖溥^(guò)程中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)會(huì)產(chǎn)生體積膨脹[9]，組織中的殘余應(yīng)力未得到釋放，材料塑韌性較差。其過(guò)時(shí)效階段即馬氏體回火過(guò)程，能逐步釋放組織中的殘余應(yīng)力，顯著改善上述問(wèn)題以獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。由圖6(a～d)可知，在過(guò)時(shí)效溫度300～360 ℃區(qū)間時(shí)，其組織由典型的鐵素體+貝氏體+馬氏體構(gòu)成，且隨過(guò)時(shí)效溫度的升高，鐵素體含量逐步增加并伴有部分島狀馬氏體邊緣模糊化；隨過(guò)時(shí)效溫度的繼續(xù)升高(380～400 ℃)，如圖6(e，f)所示，組織變化不明顯。

2.2 微觀組織分析

根據(jù)以上熱模擬試驗(yàn)結(jié)果，確定790 ℃為設(shè)定均熱溫度，280 ℃為設(shè)定過(guò)時(shí)效溫度，進(jìn)行連續(xù)退火工藝生產(chǎn)，分析各工序間顯微組織的變化規(guī)律。圖7為復(fù)相鋼經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后不同狀態(tài)的顯微組織。鑄坯組織主要為板條貝氏體，板條貝氏體的板條形態(tài)清晰，板條間距很小，板條間可以看到塊狀的M/A島，如圖7(a)所示。熱軋組織為板條貝氏體+馬氏體，如圖7(b)所示，板條貝氏體由晶界形核，向晶內(nèi)生長(zhǎng)，板條長(zhǎng)度受壓扁原始奧氏體晶界的限制，長(zhǎng)度較短，板條內(nèi)可見(jiàn)析出碳化物，組織中還存在一定量的馬氏體，呈不規(guī)則塊狀。連退板的組織為鐵素體、貝氏體和馬氏體的復(fù)相組織，經(jīng)體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液浸蝕后鐵素體呈白色，貝氏體和馬氏體呈黑色，如圖7(c)所示。為了區(qū)分硝酸酒精溶液浸蝕后都呈現(xiàn)黑色的貝氏體和馬氏體組織，經(jīng)Lepera試劑浸蝕后獲得彩色金相，鐵素體呈藍(lán)色，貝氏體呈棕色，馬氏體呈亮白色[10]，如圖7(d)所示。鐵素體發(fā)生了明顯再結(jié)晶，呈等軸狀。貝氏體和馬氏體呈塊狀分布在基體上，塊狀貝氏體發(fā)生了回火，內(nèi)部析出碳化物；塊狀馬氏體顏色為白亮。

圖6 過(guò)時(shí)效溫度對(duì)1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼組織的影響Fig.6 Effect of overaging temperature on microstructure of the 1180 MPa grade complex phase steel(a) 300 ℃; (b) 320 ℃; (c) 340 ℃; (d) 360 ℃; (e) 380 ℃; (f) 400 ℃

圖7 復(fù)相鋼經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后不同狀態(tài)的顯微組織(a)鑄坯；(b)熱軋；(c)連退(4%硝酸酒精)；(d)連退(Lepera試劑)Fig.7 Microstructure of the complex phase steel in different states after soaking at 790 ℃ and overaging at 280 ℃(a) cast slab; (b) hot rolled; (c) continuous annealing (4% nitric alcohol); (d) continuous annealing (Lepera reagent)

圖8 復(fù)相鋼連退板的EBSD分析(a)IQ圖；(b)晶界特征分布圖；(c)晶粒尺寸分布圖；(d)晶界取向差分布圖Fig.8 EBSD analysis of the continuous annealed plate of complex phase steel(a) IQ diagram; (b) grain boundary characteristic distribution diagram; (c) grain size distribution diagram; (d) grain boundary misorientation distribution diagram

復(fù)相鋼連退板的EBSD數(shù)據(jù)處理如圖8所示，IQ圖中淺色襯度區(qū)為鐵素體，內(nèi)部位錯(cuò)密度低；由于貝氏體和馬氏體內(nèi)部位錯(cuò)密度高，碳含量大，晶格畸變明顯，深色襯度區(qū)為貝氏體和馬氏體，黑色區(qū)域?yàn)轳R氏體。大部分晶粒尺寸在3 μm以內(nèi)。晶界特征分布圖中藍(lán)顏色線代表角度大于15°的大角度晶界，紅顏色線代表角度小于15°的小角度晶界。根據(jù)晶界取向差分布圖可知，小角度晶界占30%。

2.3 Cr-Mo-Nb-Ti-B系高強(qiáng)復(fù)相鋼的性能評(píng)估

2.3.1 力學(xué)性能穩(wěn)定性

表2～表4為790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后復(fù)相鋼連退板的性能均勻性參數(shù)，包括帶頭、帶中、帶尾的操作側(cè)、中間位置、傳動(dòng)側(cè)，并計(jì)算出性能波動(dòng)值。經(jīng)測(cè)定計(jì)算，屈服強(qiáng)度為921～928 MPa，最大波動(dòng)率為3.1%，抗拉強(qiáng)度為1240～1255 MPa，最大波動(dòng)率為2.9%，伸長(zhǎng)率為10%～12%，最大波動(dòng)率為18.2%，力學(xué)性能穩(wěn)定性較好。

表3 經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后復(fù)相鋼連退板頭、中、 尾部的通寬抗拉強(qiáng)度(MPa)

表4 經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后復(fù)相鋼頭、中、 尾部的通寬伸長(zhǎng)率(%)

2.3.2 冷彎性能測(cè)試

1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼折彎性能優(yōu)異(見(jiàn)表5)，頭、中、尾部冷彎性能穩(wěn)定，較同級(jí)別雙相鋼有大幅提升，特別是在2a冷彎角度下，能夠滿足圖1輥壓加工要求。

表5 經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后復(fù)相鋼連退板橫縱 向冷彎性能測(cè)試

2.3.3 擴(kuò)孔性能測(cè)試

對(duì)頭、中、尾部分別進(jìn)行正反面的擴(kuò)孔測(cè)試，結(jié)果如表6所示。帶頭、帶中、帶尾平均擴(kuò)孔率分別為25.3%、26.5%和24.3%，總體擴(kuò)孔性能穩(wěn)定，且較同級(jí)別雙相鋼(15%)有大幅提升。

表6 經(jīng)790 ℃均熱、280 ℃過(guò)時(shí)效后復(fù)相鋼連退板的 擴(kuò)孔性能(%)

3 結(jié)論

1) 結(jié)合CCT曲線、淬火強(qiáng)度曲線、熱模擬試驗(yàn)等，最終確定了試驗(yàn)制備的1180 MPa級(jí)復(fù)相鋼均熱溫度在780 ℃以上，過(guò)時(shí)效溫度在260～300 ℃范圍內(nèi)，各項(xiàng)力學(xué)性能均滿足要求。以790 ℃為設(shè)定均熱溫度，280 ℃為設(shè)定過(guò)時(shí)效溫度，連退板的組織為鐵素體、貝氏體和馬氏體的復(fù)相組織，鐵素體發(fā)生了明顯再結(jié)晶，呈等軸狀，貝氏體和馬氏體呈塊狀分布在基體上，塊狀貝氏體發(fā)生了回火，內(nèi)部析出碳化物。

2) 現(xiàn)有雙相鋼退火溫度在780～800 ℃之間，最終確定的復(fù)相鋼退火工藝與現(xiàn)有雙相鋼較為一致，有利于不同鋼種的連續(xù)生產(chǎn)，減少溫度波動(dòng)，生產(chǎn)的1180 MPa級(jí)高強(qiáng)復(fù)相鋼滿足項(xiàng)目目標(biāo)的力學(xué)性能要求，具備更好的加工成形性，折彎性、擴(kuò)孔性能也均較同級(jí)別雙相鋼產(chǎn)品有大幅提升。