卷取温度对700 MPa热轧双相钢组织和性能的影响

刘 杰 李文远 代晓莉 郭 佳 刘 锟 陈 斌

(1.首钢集团有限公司技术研究院，北京 100043； 2.绿色可循环钢铁流程北京市重点实验室，北京 100043)

随着汽车工业的迅猛发展和对环境保护要求的不断提高，节能、降耗、环保和安全已成为新一代汽车的发展趋势[1- 2]。双相钢以相变强化为基础，由软相铁素体和硬相马氏体组成，因其低的屈强比、较高的强度和良好的强塑性匹配，而成为汽车加强板、底盘、轮辐、保险杠等车体构件向轻量化和安全性发展的主要优质高强度结构用钢[3- 5]。

双相钢热轧生产分为中温卷取和低温卷取两种类型。中温卷取型的奥氏体相在控制冷却过程中先析出一定数量铁素体，然后快冷至介于A→F和A→B转变温度之间的亚稳奥氏体无相变区(一般为500～600 ℃)进行卷取，随后板卷冷却过程中亚稳奥氏体转变为马氏体获得两相组织。成分上主要通过添加钼元素提高卷取温度区亚稳无相变奥氏体的稳定性，抑制铁素体转变，但成本较高[6- 7]。低温卷取型双相钢是将钢终轧后先在两相区控冷获得部分铁素体，随后快速冷却到马氏体相变区，使未转变的奥氏体发生马氏体相变，再进行低温卷取[8]。其特点是在减少合金元素(如Mo、Cr)的加入情况下能避开贝氏体的生成，同时也避免了铁素体的时效，降低了成本，也是近年来汽车用钢领域重点研制的钢种之一。

本文采用传统的C- Mn成分体系，通过实验室轧制和卷取模拟试验，重点研究了卷取温度对700 MPa热轧双相钢组织和性能的影响，以期为工业生产提供参考。

1 试验材料与方法

试验钢采用中试50 kg真空感应炉冶炼、模铸，铸锭尺寸为100 mm×150 mm×300 mm，化学成分(质量分数，%)为0.13 C、0.4 Si、1.6 Mn、0.014 P、0.002 S、0.56 Al。将钢锭缺陷部位切除，剩余部分作为热轧坯料。

取坯料加工成φ8 mm×12 mm的圆柱体试样，在美国DSI Gleeble- 2000热模拟实验机上进行热模拟试验。首先将试样以10 ℃/s速率加热至1 150 ℃，保温5 min。然后以10 ℃/s速率冷却至1 050 ℃，进行第一道次变形，变形量为30%，变形速率为20 s-1；再以10 ℃/s速率冷却至860 ℃，进行第二道次变形，变形量为20%，变形速率为20 s-1；最后分别以0.1、0.5、1、3、5、10、15、20、30 ℃/s的速率冷却至室温，采集温度、膨胀量和时间数据，绘制出温度- 膨胀量曲线，并结合金相法、硬度法绘制出试验钢的CCT曲线。

根据动态CCT曲线制定热轧工艺制度方案为：先将坯料加热至1 150 ℃，保温2 h，然后在中试550二辊可逆轧机上进行热轧，始轧温度1 100 ℃，终轧温度860 ℃，终轧后立即水冷至铁素体相变区，停留一段时间，使铁素体析出，再分别快速水冷至450、350、300、250 ℃，随后将试样放入卷取炉中随炉冷却，模拟热轧卷取。

沿热轧板长度方向切取拉伸试样，其尺寸示意图如图1所示。根据GB/T 5028.1—2008，采用Zwick/Roell Z1200万能材料拉伸试验机测量试验钢板的力学性能。

图1 拉伸试样尺寸示意图Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

在热轧板上切取金相试样，经磨制、机械抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀，然后采用DMI5000M光学显微镜、JSM- 7001F场发射扫描电镜对试样纵截面组织进行观察分析，最后使用Bruker D8 advance X射线衍射仪测定残留奥氏体的体积分数。

2 结果与分析

2.1 试验钢的动态CCT曲线

图2为试验钢经两道次变形后以不同速率冷却得到的室温显微组织。冷却速率为0.1 ℃/s时，试验钢为铁素体和珠光体两相组织。冷却速率为0.5 ℃/s时，组织中开始出现贝氏体。冷却速率为0.5～5 ℃/s时，试验钢的组织由铁素体、珠光体和贝氏体组成，且随着冷却速率的增加，珠光体数量逐渐减少，贝氏体数量逐渐增多。冷却速率为10 ℃/s时，珠光体基本消失。当冷却速率大于15 ℃/s时，试验钢的组织由铁素体、贝氏体和马氏体组成。

试验钢的动态CCT曲线图如图3所示，包含铁素体区、珠光体区、贝氏体区和马氏体区。试验冷速范围内均发生了铁素体转变，贝氏体转变温度范围较宽，除0.1 ℃/s冷却速率外，其余冷速下均发生了贝氏体转变，且贝氏体转变温度区间相对稳定。珠光体转变区随着冷却速率的增大而不断缩小，直至冷速为5 ℃/s时基本消失。冷却速率在10 ℃/s及以上时，发生马氏体相变。

2.2 卷取温度对力学性能的影响

表1为试验钢在不同卷取温度下的力学性能。可以看出，试验钢的抗拉强度随着卷取温度的升高而降低。其中450 ℃卷取的试验钢的抗拉强度最低，仅为571 MPa，但断后伸长率最高，A80达到24%。当卷取温度为300～350 ℃时，抗拉强度几乎没有差异，均为700 MPa左右，300 ℃卷取的试验钢的断后伸长率为22.5%，明显高于350 ℃卷取的试验钢。当试验钢在250 ℃卷取时，抗拉强度最高，达到749 MPa，断后伸长率为21.5%，略低于300 ℃卷取的试验钢。

图2 试验钢以不同速率冷却至室温的显微组织Fig.2 Microstructures of the tested steel after cooling to room temperature at different cooling rates

图3 试验钢的动态CCT曲线Fig.3 Dynamic CCT curves of the tested steel

表1 不同温度卷取的试验钢的力学性能Table 1 Mechanical properties of the tested steel coiled at different temperatures

2.3 卷取温度对显微组织的影响

图4为在不同温度卷取的试验钢的纵截面组织的SEM形貌。整体看，不同温度卷取的试验钢的显微组织中均有多边形铁素体存在，且铁素体沿轧制方向尺寸略大于厚度方向。铁素体是一种软相，可以提高钢的塑性，因而试验钢的断后伸长率均较高，A80达到18.5%～24.0%。

图4(a)为在450 ℃卷取的试验钢的显微组织，为多边形铁素体加粒状贝氏体。图4(b)～4(d)为在250～350 ℃卷取的试验钢的显微组织，均为多边形铁素体和马氏体。值得注意的是，图3中的动态CCT曲线显示试验钢的贝氏体相变温度区间在460 ℃以上。但在实际轧制生产过程中，由于在铁素体转变区停留时间充足，多边形铁素体大量形核与长大，促进了合金元素尤其是碳、锰元素向过冷奥氏体中大量富集。因此，试验钢的贝氏体转变被大幅度抑制，450 ℃卷取时仍会发生贝氏体转变。当卷取温度降至350 ℃及以下时，则贝氏体转变被完全抑制，马氏体相变随之发生。

图4 不同温度卷取的试验钢纵截面的扫描电镜组织Fig.4 SEM images of longitudinal section of the tested steel coiled at different temperatures

从试验钢的动态CCT曲线可以看出，在30 ℃/s冷速下，马氏体相变开始温度在400 ℃以上，但在实际轧制生产过程中,由于在高温铁素体相区充分停留，大量碳、锰元素在过冷奥氏体富集，提高了过冷奥氏体的稳定性，从而导致试验钢的马氏体相变开始温度大幅度降低。从图4(b)～4(d)可知，不同温度卷取的试验钢中均存在两种类型的马氏体组织：一种是尺寸较小的块状淬火马氏体，另一种是尺寸稍大的回火马氏体，且回火马氏体内有碳化物析出。产生这种组织差异的根本原因是由于奥氏体晶粒大小不同导致的奥氏体合金成分不均匀,即在热轧冷却过程中，过冷奥氏体沿晶界或者变形带析出多边形铁素体，铁素体的析出使得碳、锰元素在奥氏体内部进一步富集，提高了奥氏体的稳定性，因而在随后的冷却过程中更不容易发生马氏体相变。而部分过冷奥氏体在高温阶段来不及析出多边形铁素体，奥氏体不能通过合金元素的富集而提升稳定性，很容易在接下来的冷却过程中发生马氏体相变。因此大晶粒的过冷奥氏体在较高的温度下更易发生马氏体转变以及马氏体自回火，这也是在不同温度卷取的试验钢中均发现大尺寸回火马氏体的主要原因。

2.4 析出物

扫描电镜观察时发现，350 ℃卷取的试验钢板的近表面出现了大量析出物，这些析出物集中分布在距离试验钢板表面45 μm的范围内，且越靠近表面析出物的数量越多，其形貌多数呈棒状，大多分布在多边形铁素体内，少量位于晶界处，如图5所示。能谱分析得出这些棒状析出物均为碳化物，如图6所示。这些碳化物的析出与热轧钢板的表层脱碳密切相关，但在其他温度卷取的试验钢中这种析出物不明显，其原因是，在450 ℃卷取时，试验钢的贝氏体相变驱动力较大，尽管表层出现了脱碳层，但贝氏体相变仍能完成。当卷取温度降低、贝氏体相变被抑制时，钢板表层由于脱碳导致在350 ℃卷取时无法发生马氏体相变，此时，过冷奥氏体中的碳只能以碳化物的形式析出。继续降低卷取温度，马氏体相变驱动力增大，表层的过冷奥氏体又可以通过马氏体相变而稳定存在，因而碳化物的析出被抑制。这些碳化物的析出通常会降低钢的延性， 并夺取钢中的C元素，影响富碳残留奥氏体的形成，或使形成的残留奥氏体由于碳含量低而不稳定， 削弱残留奥氏体的作用。因而， 在350 ℃卷取的试验钢的断后伸长率明显低于300 ℃卷取的。

图5 350 ℃卷取的试验钢板表层的析出物Fig.5 Precipitates of case of the tested steel coiled at 350 ℃

图6 析出物的形貌及能谱分析Fig.6 Morphology and EDS analysis of precipitates

2.5 残留奥氏体

采用X射线衍射仪测得450、350、300和250 ℃卷取的试验钢中残留奥氏体体积分数分别为1.1%、1.8%、3.5%、2.3%。图7为300 ℃卷取的试验钢的XRD图谱。

在显微组织和力学性能相近的条件下，希望试验钢获得尽量多的残留奥氏体。尽管350和300 ℃卷取的试验钢的强度相近，但300 ℃卷取的断后伸长率更高，且残留奥氏体体积分数最高，达到3.5%，故300 ℃为理想的卷取温度。这是因为钢中残留奥氏体具有TRIP效应，通过塑性变形，可以松弛局部集中的应力，延缓显微裂纹的萌生，阻碍显微裂纹的扩展与长大。扩展中的裂纹遇到残留奥氏体时，会发生转向或分叉，从而吸收更多的能量使钢的断裂韧性提高。并且当裂纹尖端遇到残留奥氏体时，在裂纹尖端的塑性区，残留奥氏体会发生应变诱导马氏体相变，吸收能量，钝化裂纹，提高断裂韧性[9]。

图7 300 ℃卷取的试验钢的XRD图谱Fig.7 XRD patterns of the tested steel coiled at 300 ℃

3 结论

(1)450 ℃卷取的试验钢的抗拉强度仅为571 MPa，没有达到预期700 MPa要求，组织主要为多边形铁素体和粒状贝氏体，该卷取温度明显偏高。

(2)350和300 ℃卷取的试验钢的屈服强度分别为358和365 MPa，抗拉强度分别为696和697 MPa，强度相近，但300 ℃卷取的试验钢的断后伸长率达到22.5%，明显高于350 ℃卷取的。这是由于350 ℃卷取时，试验钢的近表层析出了大量棒状碳化物，不仅降低了钢的塑性，而且由于消耗了部分碳，影响了钢中残留奥氏体的形成。300 ℃卷取的试验钢由于其组织分布均匀，且含有3.5%体积分数的残留奥氏体，从而获得了良好的强度与韧性匹配，因此300 ℃是生产700 MPa级热轧双相钢的理想的卷取温度。

(3)250 ℃卷取的试验钢中,由于生成了大量聚集成带的块状马氏体，导致其抗拉强度偏高，达到749 MPa，因此700 MPa热轧双相钢不适宜在250 ℃卷取。