溫軋工藝對Fe- C- Mn- Si雙相鋼組織和性能的影響

朱德瓏 姚 羿 張 梅

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點實驗室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

溫軋工藝對Fe- C- Mn- Si雙相鋼組織和性能的影響

朱德瓏 姚 羿 張 梅

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點實驗室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

通常，在奧氏體、鐵素體兩相區(qū)溫度軋制即溫軋的雙相鋼，具有比經(jīng)傳統(tǒng)熱軋的雙相更細的晶粒。采用Gleeble- 3500熱模擬試驗機，研究了低碳Fe- C- Mn- Si雙相鋼在700～900 ℃、以0.1 s-1的應(yīng)變速率溫軋至75%的變形率對其力學(xué)性能和顯微組織的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，溫軋的Fe- C- Mn- Si鋼具有良好的強度和塑性，其綜合性能優(yōu)于奧氏體溫度區(qū)熱軋的鋼。SEM觀察發(fā)現(xiàn)，溫軋的Fe- C- Mn- Si雙相鋼的晶粒尺寸約為6 μm，且鐵素體晶粒中存在亞晶，這是溫軋雙相鋼的重要組織特征。

溫軋 雙相鋼 顯微組織 力學(xué)性能

近十幾年來，汽車行業(yè)對節(jié)能、減重和安全性方面的要求愈發(fā)嚴(yán)格，為了達到節(jié)能減排的目的，對汽車用鋼提出了更高的要求[1]。同時，由于鋼鐵材料一直是汽車工業(yè)的主要用材[2]，使得先進高強鋼的開發(fā)備受矚目。高性能雙相鋼以其高的加工硬化率、低的屈強比以及連續(xù)屈服等優(yōu)良的沖壓和成形性能而具有較高的實用價值[3]。它被廣泛應(yīng)用于汽車零件，已逐漸成為汽車用鋼的首選鋼種之一[4]。雙相(DP)鋼是指低碳鋼或低碳合金鋼經(jīng)過臨界區(qū)熱處理或控制軋制而得到的主要由鐵素體(F)和少量馬氏體(M)組成的高強度鋼，其發(fā)生變形時，應(yīng)變集中在鐵素體中，第二相馬氏體起彌散強化作用[5]。

雙相鋼軋制工藝有冷軋與熱軋，冷軋板的性能通常優(yōu)于熱軋板。但隨著控軋控冷技術(shù)的發(fā)展，熱軋板的性能、板形、尺寸及表面質(zhì)量等均得到了明顯的改善，有逐漸部分取代冷軋板制造汽車結(jié)構(gòu)件的趨勢，即所謂“以熱代冷”[6]。此外，熱軋具有生產(chǎn)工藝簡單，不需要熱處理設(shè)備，能耗低及效率高等優(yōu)點，且便于大規(guī)模生產(chǎn)，因此提倡用熱軋工藝生產(chǎn)雙相鋼[7]。采用熱軋工藝生產(chǎn)雙相鋼有低溫卷取和中溫卷取兩種工藝，軋制溫度多在奧氏體區(qū)以求得到較寬的鍛造區(qū)間，同時細化晶粒[8]。但對在較低的兩相區(qū)溫度熱軋工藝的研究卻甚少。

通常，在未再結(jié)晶區(qū)變形對晶粒的細化作用大于在再結(jié)晶區(qū)變形，而未再結(jié)晶區(qū)變形的晶粒細化極限值只有在兩相區(qū)變形時才能被突破。之所以兩相區(qū)變形能得到最優(yōu)的晶粒細化效果，是由于在奧氏體區(qū)變形只產(chǎn)生再結(jié)晶細化、奧氏體變形帶分割晶粒細化以及晶界析出細小鐵素體。而兩相區(qū)變形能在此基礎(chǔ)上使鐵素體也發(fā)生變形，從而形成亞結(jié)構(gòu)，即產(chǎn)生亞晶強化。

本文以低碳Fe- C- Mn- Si雙相鋼為研究對象，以Gleeble- 3500熱模擬試驗機為主要試驗設(shè)備，通過高溫壓縮模擬試驗，研究了奧氏體- 鐵素體兩相區(qū)的軋制工藝參數(shù)對鋼的力學(xué)性能和顯微組織的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，溫軋能使Fe- C- Mn- Si雙相鋼獲得780 MPa以上的抗拉強度，且塑性良好。

1 試驗材料及方法

試驗用低碳Fe- C- Mn- Si雙相鋼的化學(xué)成分如表1所示。采用Thermo- calc軟件計算得到該成分鋼的A1和A3溫度分別為653、817 ℃。

表1 Fe- C- Mn- Si雙相鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the Fe- C- Mn- Si dual- phase steel (mass fraction) %

試樣尺寸為φ10 mm×15 mm，通過Gleeble- 3500熱模擬試驗機進行單道次壓縮試驗。溫軋模擬試驗工藝如圖1所示。將試樣加熱至900 ℃保溫1 min，然后以10 ℃/s的冷速冷卻至模擬的奧氏體、鐵素體兩相區(qū)溫度進行溫軋變形，分別設(shè)為780、760、740和720 ℃。然后在兩相區(qū)以0.1 s-1的應(yīng)變速率進行壓縮，變形量為75%。等溫壓縮后試樣直接水淬或分別在5、10、20 s內(nèi)緩慢冷卻(對應(yīng)于終軋溫度至670 ℃的冷速)至670 ℃，接著立即水淬以得到雙相組織。

圖1 Fe- C- Mn- Si雙相鋼的溫軋工藝Fig.1 Worm rolling process of the Fe- C- Mn- Si dual- phase steel

試樣的單道次壓縮試驗方案如表2所示，其中1～16號試樣為溫軋雙相鋼，17號試樣為對照組，是通常的奧氏體區(qū)熱軋試樣。

經(jīng)過兩相區(qū)軋制的雙相鋼試樣的形貌如圖2所示。將熱軋后的試樣進行切割，通過自行設(shè)計的小試樣拉伸試驗裝置測定力學(xué)性能。切割后的拉伸試樣如圖2(c)所示。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 溫軋工藝對顯微組織的影響

將試樣打磨拋光后用4%硝酸酒精溶液浸蝕，觀察不同工藝條件下試樣的光學(xué)顯微組織。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，經(jīng)不同工藝溫軋的雙相鋼試樣的顯微組織均較細小。在相同的軋制溫度下，隨著在兩相區(qū)內(nèi)緩冷時間的增加，晶粒尺寸更為細小，緩冷時間為20 s得到的晶粒最細小。圖3為在不同溫度軋制后在兩相區(qū)內(nèi)緩冷20 s的5個試樣的顯微組織。

由圖3可以看出，17號試樣即通常的奧氏體區(qū)熱軋雙相鋼試樣，其典型組織為鐵素體基體上分布著島狀馬氏體。但與在兩相區(qū)溫軋雙相鋼的組織對比可以發(fā)現(xiàn)，4、8、12、16號試樣具有更為細小的組織。其原因是，在奧氏體區(qū)軋制的細晶的基礎(chǔ)上，兩相區(qū)軋制會導(dǎo)致鐵素體發(fā)生變形，形成亞晶使得組織更加細小。

表2 單道次壓縮變形試驗參數(shù)Table 2 Single- pass compression deformation parameters

圖2 雙相鋼試樣溫軋前后的(a)高度、(b)截面和(c)從溫軋試樣上切割的小型拉伸試樣Fig.2 (a) Height, (b) cross- section of the dual- phase steel sample before and after warm- rolling and (c) small- sized tensile sample cut from the warm- rolled sample

圖3 試樣的顯微組織Fig.3 Micrographs of the samples

此外，兩相區(qū)內(nèi)不同的變形溫度對雙相鋼顯微組織的影響也不同。相較于8、12、16號試樣，4號試樣的細晶效果明顯較弱。考慮到其變形溫度為4個試樣中最高的780 ℃，在該溫度軋制時鐵素體量較少，因而產(chǎn)生的亞晶鐵素體也較少，軋制雖然細化了奧氏體晶粒，降低了形核功，增加了形核率[9]，但對鐵素體晶粒的細化效果不如8、12、16號試樣，使得該試樣與17號試樣相比其晶粒細化不明顯。而在最低的720 ℃軋制時，雖然鐵素體變形細化晶粒的效果較好，但由于變形時鐵素體量較多，奧氏體變形帶分割晶粒的作用減弱，出現(xiàn)了長條狀的晶粒，從而形成了細小晶粒圍繞著長條狀晶粒的混晶組織，會惡化鋼的綜合性能。因此，溫軋的超細晶形成機制為低碳鋼奧氏體化后快速降溫到兩相區(qū)時，組織以過冷奧氏體為主，此時實施變形，會發(fā)生形變誘導(dǎo)奧氏體相變、鐵素體動態(tài)再結(jié)晶[10]以及鐵素體亞晶強化，從而得到超細晶組織。不難看出，在760 ℃軋制且在兩相區(qū)內(nèi)緩冷時間為20 s的8號試樣，其晶粒最為細小。

為了進一步確定組織中鐵素體亞晶的存在，對8號試樣進行了掃描電鏡觀察，結(jié)果如圖4所示。SEM觀察發(fā)現(xiàn)，鐵素體基體內(nèi)確實存在著更細小的亞晶，證實了760 ℃軋制后在兩相區(qū)內(nèi)緩冷20 s能得到較奧氏體區(qū)熱軋更為細小的組織，且主要是鐵素體亞晶細化的作用。此外，可觀察到馬氏體的分布較為均勻且晶粒尺寸為6 μm左右。

圖4 8號試樣的SEM圖Fig.4 SEM micrograph of the sample No.8

2.2 溫軋工藝對力學(xué)性能的影響

將切割后的試樣固定在相應(yīng)的拉伸裝置中，在Gleeble- 3500熱模擬試驗機上進行拉伸試驗。圖5所示為不同變形溫度、兩相區(qū)內(nèi)緩冷時間為20 s的4、8、12、16號試樣的力學(xué)性能?？梢园l(fā)現(xiàn)，相同溫度軋制的試樣的斷后伸長率與晶粒尺寸的變化是對應(yīng)的。隨著兩相區(qū)內(nèi)緩冷時間的增加，晶粒越細、塑性越好，在兩相區(qū)內(nèi)緩冷20 s的試樣塑性最好。變形后直接淬火的試樣，由于鐵素體量較少，導(dǎo)致塑性較差，因而不是合理的工藝規(guī)范。溫軋雙相鋼普遍達到了與17號奧氏體區(qū)熱軋的試樣相同的塑性水平，但抗拉強度遠優(yōu)于后者，其中760 ℃軋制后在兩相區(qū)內(nèi)緩冷20 s的8號試樣，其綜合力學(xué)性能最優(yōu)。

不難看出，經(jīng)不同工藝溫軋的試樣均達到了800 MPa以上的抗拉強度，強塑積均達到25 000 MPa%以上。但屈服強度沒有明顯的變化規(guī)律，有待進一步改進軋制工藝，以達到良好的屈強比。由于拉伸試樣為壓縮后的小試樣，無法制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，相比標(biāo)準(zhǔn)試樣，小試樣具有較高的塑性，但不同工藝軋制的試樣之間的比較仍能說明其規(guī)律性。

通常，強塑積達到30 000 MPa%以上是衡量第三代先進高強鋼的標(biāo)準(zhǔn)，在力求高強度的同時，高強鋼的塑性也是必不可少的指標(biāo)。8號試樣的抗拉強度達到了900 MPa，同時由于具有最佳的塑性，其強塑積達到了各試樣中的最高值。對照圖3中各試樣的顯微組織可以看出，4號試樣的晶粒較粗大，在拉伸過程中位錯堆積產(chǎn)生微裂紋，導(dǎo)致塑性相對較差；而8號試樣具有細小的晶粒且組織分布均勻，在相同的拉伸過程中，位錯受到細小晶粒的阻礙即產(chǎn)生釘扎作用，從而使得位錯難以開動，導(dǎo)致需要更大的外力方能使位錯移動，隨著拉伸的繼續(xù)其抗拉強度也越高。同時由于應(yīng)力分散到各個晶粒中，細晶的效果使得單個晶粒承受的應(yīng)力大大降低，因而裂紋的萌生更為困難，也即具有更好的塑性。16號試樣由于存在混晶組織，長條狀的晶粒使應(yīng)力易于集中，導(dǎo)致塑性較差。其強度較高的原因可能是其組織中馬氏體含量較高，作為硬相的馬氏體中位錯難以開動，因而具有較高的強度，雖然溫變形時具有較多的鐵素體量，但在軋制后的緩冷階段比在較高溫度軋制時的相變驅(qū)動力小，因而析出的鐵素體較少，馬氏體含量較高。

圖5 溫軋Fe- C- Mn- Si雙相鋼的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of the warm- rolled Fe- C- Mn- Si dual- phase steel

3 結(jié)論與展望

(1)溫軋后，低碳Fe- C- Mn- Si雙相鋼能獲得鐵素體亞晶結(jié)構(gòu)，且在760 ℃軋制、兩相區(qū)緩冷20 s后得到的組織最細小，其晶粒尺寸約6 μm。

(2)溫軋雙相鋼能獲得強度與塑性結(jié)合良好的組織，但軋制溫度對其力學(xué)性能的影響較為明顯，在760 ℃軋制能獲得最佳的綜合性能；在兩相區(qū)緩冷時間的增加有利于晶粒的細化。

(3)與奧氏體區(qū)熱軋的雙相鋼相比，溫軋雙相鋼能獲得更佳的力學(xué)性能，組織也更為細小且均勻。主要原因為，在奧氏體、鐵素體兩相區(qū)溫度軋制后緩冷可獲得一定量的鐵素體，在之后的淬火過程中，與奧氏體區(qū)熱軋組織相比晶粒不易長大，且溫軋可在奧氏體區(qū)熱軋細晶的基礎(chǔ)上使鐵素體發(fā)生再結(jié)晶和形成亞晶，產(chǎn)生形變誘發(fā)奧氏體相變，導(dǎo)致晶粒的進一步細化。

對雙相鋼溫軋工藝還能進行更多的探索：

(1)進一步研究應(yīng)變速率以及軋制變形量對雙相鋼性能的影響。

(2)探索組織細化效果最佳的兩相區(qū)緩冷時間。

(3)760 ℃軋制變形的試樣具有最佳的綜合性能，但應(yīng)研究更寬的工藝范圍。

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收修改稿日期：2016- 12- 22

EffectofWarm-rollingonMicrostructureandMechanicalPropertiesofFe-C-Mn-SiDual-phaseSteel

Zhu Delong Yao Yi Zhang Mei

(State Key Laboratory of Advanced Special Steel & Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072,China)

Generally, warm- rolling，a rolling at temperature under which austenite and ferrite coexist, can cause a dual- phase steel to form finer grain as compared with the hot- rolled dual- phase steel. The mechanical properties and microstructures of the Fe- C- Mn- Si dual- phase steel, after being warm- rolled at 700 ℃ to 900 ℃ and at a strain rate of 0.1 s- 1to deform to 75%, was studied with the use of a Gleeble- 3500 thermo- mechanical simulator. It was discovered that the warm- rolled Fe- C- Mn- Si dual- phase steel was superior to one hot- rolled at temperature under which only austenite exists in combination of strength and plasticity. It was seen from SEM observation that the grain size of the warm- rolled Fe- C- Mn- Si steel was about 6 μm, and sub- grain was present in the ferrite, being an important microstructural feature of the warm- rolled dual- phase steel.

warm- rolling， dual- phase steel， microstructure， mechanical property

國家自然科學(xué)基金項目(No.50934011)

朱德瓏，男，主要從事先進高強鋼的研究，Email:569125306@qq.com

張梅，女，博士，高級工程師，主要從事輕量化金屬材料開發(fā)和應(yīng)用研究，Email：zhangmei3721@i.shu.edu.cn