550 MPa級高強(qiáng)度高延性汽車方管用鋼的顯微組織與力學(xué)性能

惠亞軍1,2，吳科敏，肖寶亮1，劉 錕1，徐永先4，許克好

(1.首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院，薄板研究所，北京 100043；2.首鋼集團(tuán)有限公司，綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100043；3.北京首鋼股份有限公司制造部，唐山 064404；4.首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司制造部，唐山 063200)

0 引 言

2010年至今，我國客車年銷量均在45萬輛以上，連續(xù)居于世界首位。其中，中大型客車整車質(zhì)量可達(dá)812 t，其油耗和尾氣排放量遠(yuǎn)高于普通乘用車的，這給環(huán)境帶來巨大的壓力。節(jié)能與環(huán)保是目前我國汽車工業(yè)發(fā)展面臨的巨大挑戰(zhàn)，汽車整車輕量化對于實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排、保護(hù)環(huán)境具有十分重要的社會(huì)與經(jīng)濟(jì)意義[1-5]。中大型客車車身主要采用桁架式結(jié)構(gòu)，車身骨架質(zhì)量占客車總質(zhì)量的20%～40%[6-8]。目前客車骨架絕大部分使用方矩形焊管(簡稱方管)制造，材料為Q235B鋼、Q345C鋼等，少量高端客車使用高強(qiáng)度鋼或鋁合金。在保證安全性能的前提下，采用薄規(guī)格高強(qiáng)度方管替代低強(qiáng)度方管，可顯著降低客車整車質(zhì)量，這是未來發(fā)展方向之一[9-13]。方管一般采用冷彎成形機(jī)組生產(chǎn)，制管過程中材料經(jīng)過復(fù)雜的塑性變形，成品方管的力學(xué)性能與母材的差異較大，一般向著惡化的方向變化，尤其是內(nèi)外圓角處性能惡化最為嚴(yán)重。方管在制造車身骨架前圍、后圍、頂層結(jié)構(gòu)時(shí)，需要進(jìn)行輥弧處理，容易出現(xiàn)外弧撕裂與內(nèi)弧褶皺缺陷。因此，制管廠為了檢驗(yàn)方管質(zhì)量，往往通過對角線1/2壓扁試驗(yàn)來觀察方管內(nèi)外圓角、焊縫是否存在開裂問題。此外，由于塑性變形，母材表面氧化鐵皮易脫落到制管機(jī)組中，由于連續(xù)式生產(chǎn)無法及時(shí)清除，將對軋輥造成損傷；黏附在軋輥上的鐵皮形成的鐵瘤子極易引起方管表面劃傷，影響產(chǎn)品質(zhì)量。因此，在設(shè)計(jì)方矩形管用鋼產(chǎn)品時(shí)，必須考慮提升其加工性能。為了減輕車身骨架質(zhì)量，克服制管時(shí)存在的問題，進(jìn)一步提高方管性能，作者單位研發(fā)了一種550 MPa級高強(qiáng)度高延性汽車方管用鋼，并研究了其組織與力學(xué)性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

550 MPa級高強(qiáng)度高延性汽車方管用鋼的化學(xué)成分如表1所示。金屬材料塑性的影響因素一般為夾雜物、帶狀組織、大尺寸第二相析出物、表面缺陷、組織類型等。為了保證鋼的高延性，采用低碳低錳的成分設(shè)計(jì)，以減少大尺寸碳化物的析出，控制冶煉時(shí)鋼的純凈度，減少偏析。在熱軋過程中，通過調(diào)整控軋控冷工藝，獲得均勻細(xì)小的鐵素體組織，盡量避免珠光體的產(chǎn)生；通過控制第二相析出物的尺寸以提高析出強(qiáng)化效果。

表1 550 MPa級高強(qiáng)度高延性汽車方管用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用230 t轉(zhuǎn)爐冶煉鋼錠，使用鋼包精煉爐和真空循環(huán)脫氣精煉爐(LF+RH)冶煉得到厚度為230 mm的鑄坯。采用步進(jìn)式加熱爐在1 230～1 250 ℃下對鑄坯加熱180～200 min，然后經(jīng)過5道次粗軋得到厚度為32～34 mm的中間坯，再經(jīng)過7道次精軋得到厚度為2.0～4.0 mm的板坯，終軋溫度為850～880 ℃。通過層流冷卻將板坯降溫至600～630 ℃，卷取獲得帶鋼。通過冷彎輥壓成形將帶鋼制成截面尺寸為40 mm×40 mm的方管，具體工藝為分條→輥壓成圓管→高頻感應(yīng)焊接→圓管輥壓成方管→定尺→質(zhì)量檢查→打包入庫。

1.2 試驗(yàn)方法

在熱軋鋼板，方管平面、圓角與焊縫處切取金相試樣，經(jīng)研磨和拋光后，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕15～20 s。采用徠卡MEF4A型光學(xué)顯微鏡(OM)和日立S3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織，利用圖像分析軟件統(tǒng)計(jì)鐵素體晶粒的平均等效直徑。將熱軋鋼板、方管平面及圓角試樣制備成碳萃取復(fù)型試樣與薄膜試樣，用JEM-2000FX型透射電鏡(TEM)對第二相析出物形貌與位錯(cuò)組態(tài)進(jìn)行觀察與分析。

根據(jù)GB/T 228.1-2010，在熱軋鋼板，方管平面、圓角(夾持端壓平，標(biāo)距段保留角部弧面)與焊縫處切取比例標(biāo)距拉伸試樣，采用MTS810型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

2.1.1 熱軋帶鋼的顯微組織

由圖1可以看出：熱軋帶鋼的顯微組織由鐵素體和少量珠光體組成，其中鐵素體呈等軸狀，晶粒平均等效直徑約為2.6 μm，晶粒度等級為14.0級；珠光體分布在鐵素體晶界處，呈不規(guī)則球團(tuán)狀，體積分?jǐn)?shù)約為5.52%，球團(tuán)平均等效直徑約為1.30 μm；同時(shí)，在試驗(yàn)鋼晶界處與鐵素體內(nèi)部可以觀察到較多碳化物析出相。

由圖2可以看出：熱軋帶鋼中存在較多形貌為立方形、球形或橢球形的第二相，EDS分析表明其主要為(Nb,Ti)C復(fù)合相；該第二相等效直徑在1～110 nm，均值約為44 nm,尺寸在20～90 nm之間的第二相析出物約占析出相總量的90.6%，20 nm以下的約占8.2%，90 nm以上的約占1.2%。

圖1 熱軋帶鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of hot rolled steel strip: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

圖2 熱軋帶鋼第二相的TEM形貌、EDS譜及尺寸分布Fig.2 TEM morphology (a), EDS pattern (b) and size distribution (c) of precipitates in hot rolled steel strip

圖3 試驗(yàn)鋼制方管接頭不同位置的顯微組織Fig.3 Microstructures of different positions of test steel square tube joint: (a) weld, at low magnification; (b) weld,at high magnification and (c) heat affected zone

2.1.2 方管接頭顯微組織

由圖3可以看出，方管焊縫中心存在一條白亮色熔合線，組織沿熔合線呈具有一定方向的流線狀，這是由于高頻感應(yīng)焊時(shí)，焊縫中心處先被加熱至熔融狀態(tài)，在壓力作用下兩側(cè)金屬相互熔合后，部分熔融金屬被擠出焊縫所致。焊縫中心處溫度很高，且位于表面，這會(huì)引起一定程度的氧化脫碳，同時(shí)高溫使得難熔質(zhì)點(diǎn)也進(jìn)入奧氏體基體中，造成奧氏體晶粒異常粗大。在焊接快速冷卻條件下，焊縫處形成了碳含量很低的粗大板條貝氏體、針狀鐵素體、魏氏組織以及少量粒狀貝氏體，塑韌性會(huì)有所下降。高頻感應(yīng)焊接時(shí)，熱影響區(qū)被加熱至Ac31 200 ℃(Ac3為完全奧氏體化溫度)之間，原始鐵素體與珠光體組織全部奧氏體化，由于焊接加熱速度快、高溫停留時(shí)間短，奧氏體晶粒細(xì)小，因此該區(qū)域室溫組織為均勻細(xì)小的鐵素體和少量珠光體，塑性和韌性較好。隨著距焊縫距離的增加，熱影響區(qū)由完全重結(jié)晶區(qū)過渡至不完全再結(jié)晶區(qū)，鐵素體呈逐漸粗化的趨勢。

2.1.3 方管平面及圓角部位顯微組織

由圖4可以看出：方管平面部位的組織為鐵素體與珠光體混合組織，與熱軋態(tài)顯微組織基本相同，未發(fā)生明顯變形。方管圓角部位的顯微組織類型與平面處的相同，但內(nèi)弧處的鐵素體與珠光體明顯呈壓扁狀態(tài)，外弧處的則呈拉長狀態(tài)。在方管輥壓成形過程中，圓角部位發(fā)生了顯著的加工硬化，因制管工藝屬于冷變形，其組織類型未發(fā)生改變，但組織形貌發(fā)生明顯變形。

圖4 試驗(yàn)鋼制方管平面及圓角部位的顯微組織Fig.4 Microstructures in the plane (a) and fillet (b-c) of test steel square tube: (b) inner arc and (c) external arc

2.2 位錯(cuò)形貌

由圖5可以看出：熱軋帶鋼中位錯(cuò)密度較低，位錯(cuò)相互交割、纏繞，呈網(wǎng)狀分布，位錯(cuò)線上存在較多第二相析出物；制管后組織中的位錯(cuò)密度明顯增加，并且在晶界、第二相析出物處發(fā)生塞積，方管圓角處由于變形較大，還形成了位錯(cuò)墻與位錯(cuò)胞。方管輥壓成形時(shí)，變形主要通過位錯(cuò)滑移與攀移進(jìn)行，位錯(cuò)萌生并增殖，因此位錯(cuò)密度顯著增加。隨著不同滑移系位錯(cuò)的啟動(dòng)，位錯(cuò)交截情況增加，同時(shí)第二相或晶界產(chǎn)生的釘扎作用對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙，由此導(dǎo)致組織中出現(xiàn)位錯(cuò)塞積，甚至形成大量位錯(cuò)胞與位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)。

圖5 試驗(yàn)鋼制管前后的位錯(cuò)TEM形貌Fig.5 TEM morphology of dislocation in test steel before and after tube forming: (a) hot rolled steel strip;(b) square tube plane and (c) tube fillet

2.3 力學(xué)性能

由表2可以看出：熱軋帶鋼具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比的特點(diǎn)，易于制管加工并保持較好的尺寸精度；制管后方管平面部位的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度較熱軋態(tài)的分別增加了28，3 MPa，斷后伸長率則下降了33.2%，屈服強(qiáng)度的顯著增加導(dǎo)致屈強(qiáng)比增至0.90，說明方管平面部位發(fā)生了明顯的加工硬化；方管圓角部位的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度較方管平面的分別增加了21，9 MPa，斷后伸長率進(jìn)一步下降，屈強(qiáng)比達(dá)0.92，可見彎角部位的加工硬化程度高于平面部位的；方管焊縫處屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度較熱軋態(tài)的分別增加了114，57 MPa，但斷后伸長率下降了48.5%，屈強(qiáng)比高達(dá)0.96，塑韌性相對較差，這與顯微組織分析結(jié)果一致。雖然制管后試驗(yàn)鋼發(fā)生了一定程度的加工硬化，斷后伸長率下降幅度較大，但各部位仍具有較好的塑性，可滿足方管進(jìn)一步輥弧彎曲的性能要求。

表2 試驗(yàn)鋼制管前后的力學(xué)性能

綜上所述，制管后方管平面部位的拉伸性能維持在較優(yōu)水平，但圓角部位加工硬化較為顯著。彎曲半徑越大，變形程度則越小，因此可以適當(dāng)增加圓角彎曲半徑，來降低其加工硬化程度。制管后焊縫塑韌性下降程度相對較大，不利于其后續(xù)加工的進(jìn)行，可通過調(diào)整焊接熱輸入、焊接速度及焊后冷卻工藝等對高頻感應(yīng)焊接工藝進(jìn)行優(yōu)化，避免焊縫中心出現(xiàn)馬氏體與板條貝氏體，獲得強(qiáng)度更低、塑性更好的粒狀貝氏體組織，從而降低開裂風(fēng)險(xiǎn)。

3 結(jié) 論

(1) 該550 MPa級高強(qiáng)度高延性熱軋帶鋼組織由均勻細(xì)小的鐵素體與少量珠光體組成，珠光體體積分?jǐn)?shù)約為5.52%，同時(shí)基體中存在大量等效直徑在1～110 nm的(Nb,Ti)C第二相析出物；方管焊縫組織由粗大板條貝氏體、針狀鐵素體、魏氏組織及少量粒狀貝氏體組成；方管平面與圓角部位顯微組織與熱軋態(tài)的基本相同，前者未發(fā)生明顯變形，而圓角內(nèi)弧處組織明顯呈壓扁狀態(tài)，外弧處的則呈拉長狀態(tài)。

(2) 熱軋帶鋼制管后位錯(cuò)密度明顯增加，并且在晶界、第二相析出物處發(fā)生位錯(cuò)塞積，圓角部位因變形較大形成了位錯(cuò)墻與位錯(cuò)胞。

(3) 該熱軋帶鋼制管后發(fā)生了一定程度的加工硬化，方管平面、圓角、焊縫處的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度與屈強(qiáng)比依次增加，斷后伸長率則依次下降；焊縫屈強(qiáng)比達(dá)0.96，斷后伸長率為17.5%，塑韌性相對較差。