第3代汽車鋼的基礎(chǔ)研究與工業(yè)試制

第3代汽車鋼的基礎(chǔ)研究與工業(yè)試制

汽車的發(fā)展方向是減少量，降低油耗，減少排放和安全，并對約70%的汽車鋼提出更高的要求，以促進汽車鋼的發(fā)展。有研究報道,汽車鋼(特指汽車薄板鋼)的平均屈服強度經(jīng)過僅僅10年的發(fā)展,從1994年的約170MPa已經(jīng)增加到2005年的約300MPa,而且未來會向更高強度的方向發(fā)展?？梢哉f,目前汽車上大量應(yīng)用的一些汽車鋼在10年前還沒有出現(xiàn)。由于汽車鋼的生產(chǎn)和應(yīng)用數(shù)量較大,汽車鋼的技術(shù)發(fā)展日新月異,所以汽車鋼的數(shù)量和技術(shù)水平從一定程度上代表了一個國家的鋼鐵工業(yè)發(fā)展水平。1高強塑積鋼的概念表1給出了北美學(xué)者的一個研究報告。該報告認為,20世紀80年代汽車廠家主要考慮汽車鋼的成本、成形性能和耐腐蝕性能,這對應(yīng)著當時的IF鋼和鍍鋅鋼板;20世紀90年代主要考慮汽車鋼的成本和碰撞安全性,當時汽車鋼的代表主要是HSLA鋼、C-Mn鋼和BH鋼。21世紀初的前10年主要考慮汽車鋼的成本、節(jié)能和碰撞安全性,當時的汽車鋼代表為DP鋼、TRIP鋼和熱成形鋼。而未來的10年人們將主要考慮如何提高汽車鋼的碰撞安全性、節(jié)能效果與成本,預(yù)計未來的汽車鋼將是同時具有高強度和高塑性的新一代汽車鋼。減重、節(jié)能、減排可以通過提高汽車材料的強度或降低材料的密度來實現(xiàn)。提高安全性主要通過車身的合理設(shè)計及選擇具有高撞擊能量吸收能力的材料,即高強高塑材料。塑性的高低也是鋼的成形能力的一個重要指標,良好成形能力可以用來制備較為復(fù)雜的汽車零件。另外汽車鋼生產(chǎn)成本也是一個重要應(yīng)用因素。未來汽車鋼的發(fā)展應(yīng)該向高強度、高塑性、低成本和易加工成形等方向發(fā)展。針對汽車的輕量化和高安全性能的要求,未來的汽車用鋼鐵材料不是一味地追求強度而忽略塑性,也不是一味地追求塑性而降低強度。而應(yīng)該是一個具有強度和塑性良好結(jié)合的新一代鋼鐵材料。這要求新型汽車用鋼不但可以通過高強化來達到汽車的輕量化,而且需要較高的塑性來提高鋼的成形能力和汽車的碰撞安全性能。為了直觀而準確地描述這種高強高塑性鋼材,美國學(xué)者Krupitzer和Heimbuch率先提出了具有高強塑積性能(即抗拉強度Rm與塑性A的乘積)的第3代汽車鋼的概念,作為未來新型汽車鋼的研發(fā)方向。強塑積作為汽車用鋼的一個綜合性能指標,它直觀地表達了汽車用鋼成形能力和碰撞中吸收形變能大小的一個參數(shù),因而越來越受到材料研究人員和汽車設(shè)計人員的重視。由于汽車用鋼量大而且質(zhì)量較高,高性能汽車用鋼的發(fā)展水平也代表了一個國家整個鋼鐵研究和生產(chǎn)水平的重要標志。目前世界范圍內(nèi)掀起了對具有高強塑積的第3代汽車鋼的研發(fā)熱潮。需要強調(diào)的是第3代汽車鋼不是單純地追求鋼的強度,而是鋼的強塑積,即較高的塑性和較高強度相結(jié)合的綜合力學(xué)性能。近二三十年,汽車用鋼得到了迅速發(fā)展。比如20世紀90年代的低強高塑的無間隙原子鋼(Interstitial-Freesteel,IF)和烘烤硬化鋼(BakeHardeningsteel,BH)到今天更高強度的雙相鋼(Dualphasesteel,DP)、相變誘導(dǎo)塑性鋼(PhaseTransformationInducedPlasticity,TRIP)和熱成形馬氏體鋼?，F(xiàn)在世界各國又在研發(fā)具有孿生誘導(dǎo)塑性(TwinningInducedPlasticity,TWIP)的超高塑性的奧氏體鋼和TWIP高強鋼。根據(jù)國際上對超輕汽車用鋼的研究,將抗拉強度Rm小于270MPa的鋼板稱為低強度鋼板,抗拉強度在270~700MPa為高強度鋼,而抗拉強度在700MPa以上的為超高強度汽車鋼板。圖1示出了各種鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及其抗拉強度Rm與伸長率A之間的關(guān)系。根據(jù)強塑積Rm×A的大小,將強塑積為10~20GPa·%的IF鋼、DP鋼、TRIP鋼和馬氏體鋼等汽車用鋼稱為第1代汽車用鋼,而將強塑積為50~70GPa·%奧氏體鋼和TWIP鋼稱為第2代汽車用鋼。美國學(xué)者在第1代汽車用鋼和第2代汽車用鋼之間(性能與成本)提出了第3代汽車用鋼的概念,即性能和成本均介于二者之間的新型汽車用鋼。從圖1可以看出,第1代汽車用鋼的抗拉強度可以從IF鋼的300MPa提高到馬氏體鋼的2000MPa,甚至更高。但是它們的塑性基本上隨抗拉強度的提高而降低。具體來講抗拉強度為300MPa的IF鋼,它的伸長率可以達到45%左右。而2000MPa的馬氏體鋼的伸長率則低于10%?？梢哉f具有較低強塑積的第1代汽車鋼已經(jīng)不能滿足汽車工業(yè)未來發(fā)展對輕量化和高安全的雙重要求。對于第2代汽車用鋼,它的抗拉強度在800~1000MPa的水平上,其塑性可以達到50%~90%的優(yōu)良塑性性能。由此可見,第2代汽車用鋼的強塑積遠遠高于第1代汽車用鋼,表明第2代汽車用鋼具有非常高的碰撞吸能能力與良好的成形能力。但是相比于合金含量小于5%的第1代汽車用鋼,第2代汽車用鋼添加了大量的鉻、鎳、錳、硅、和鋁等合金元素,其總合金含量高達25%以上,導(dǎo)致其成本較高、工藝性能較差及冶金生產(chǎn)困難較大。為了適應(yīng)節(jié)約資源、降低成本、汽車輕量化和提高安全性的要求,迫切需要研發(fā)具有成本接近第1代汽車用鋼而性能接近第2代汽車用鋼的低成本高強高塑第3代汽車用鋼。低成本和高強塑是對未來汽車用鋼發(fā)展的一個基本定位。在汽車輕量化和安全性標準不斷提高的背景下,自20世紀末歐洲各國就掀起了基于超輕殼體轎車計劃的先進高強鋼的多邊聯(lián)合研究。而美國也在2007年提出了并啟動了為期3年的強塑積與生產(chǎn)成本介于第1代汽車鋼與第2代汽車鋼的第3代汽車鋼的研發(fā)工作。于此同時,中國與韓國也相繼啟動了基于高強塑積的高強高塑性能鋼的研發(fā)工作[11,12,13,14,15,16,17,18,19,20]。到目前為止,關(guān)于利用何種合金化設(shè)計、通過何種物理冶金手段和制備何種組織類型的研究來研發(fā)第3代汽車用鋼仍然在探討之中。從組織結(jié)構(gòu)來講,第1代汽車鋼鐵材料(包括TRIP鋼及雙相鋼等低合金鋼范疇的高強高塑性材料)的組織結(jié)構(gòu)基本上是以軟相(鐵素體)為主要基體,另外含有少量(TRIP鋼含有5%~15%的殘余奧氏體)甚至不含有殘余奧氏體。其強度水平(≤1GMPa)無法達到某些汽車部件對超高強度的要求,而且其低的強塑積(20GPa·%)也無法適應(yīng)汽車鋼成形和高安全性的發(fā)展要求。熱成形高強度乃至超高強度馬氏體鋼,也是低合金鋼,它的組織基本上是全部為硬相(馬氏體),基本上沒有殘余奧氏體相。雖然通過高溫成形可以解決其成形問題,而且其強度也達到超高強度鋼的標準(22MnB5熱成形馬氏體鋼的抗拉強度為1500MPa,伸長率為7%),但超高強度熱成形馬氏體鋼的強塑積僅在10GPa·%的水平,無法滿足未來汽車用材料的高安全性要求。相比于低合金范疇的第1代汽車鋼,第2代鋼鐵材料中的TWIP鋼和奧氏體不銹鋼屬于高合金鋼的范疇,它的組織結(jié)構(gòu)主要是軟相奧氏體。通過利用奧氏體的TWIP效應(yīng)將鋼的強度提高到800~1000MPa,塑性達到50%~80%,因而其強塑積達到50~70GPa·%的水平。從圖2(a)可以看出,第1代汽車用鋼基本上是以BCC為其組織結(jié)構(gòu),而第2代汽車用鋼基本上是以FCC為組織結(jié)構(gòu)。那么新型的高強高塑汽車用鋼將會是一個什么樣的組織結(jié)構(gòu)呢?從第1代汽車鋼的IF鋼,DP鋼和馬氏體鋼等鋼種沒有亞穩(wěn)奧氏體或少量亞穩(wěn)奧氏體,TRIP鋼具有5%~15%的奧氏體,納米貝氏體鋼約30%的亞穩(wěn)奧氏體,到TWIP鋼的100%奧氏體,它們的強塑積從10~15,20~25,40~50GPa·%,變化到50~70GPa·%。可見隨著奧氏體含量的增加,鋼材的強塑積幾乎線性地增加(圖2(b))。所以提高鋼中奧氏體組織(即FCC相)的含量是提高汽車用鋼的塑性和強塑積的一個有效措施。另外汽車鋼因減重節(jié)能而要求的高抗拉強度,特別是對于抗拉強度不小于1500MPa的高塑性鋼,意味著基體材料的強度應(yīng)該很高。因此第3代汽車鋼的基體組織必然是馬氏體、回火馬氏體組織、亞微米晶/納米晶組織或者沉淀強化的高強度BCC組織。通過以上分析可知,有待開發(fā)的新型高強高塑第3代汽車用鋼的組織首先應(yīng)該是具有高強特點的BCC相和較高組分的具有高強化特性的FCC相的復(fù)合組織。2008年,在國家第3期973計劃的資助下,鋼鐵研究總院相關(guān)研究人員在歸納分析第1代汽車鋼與第2代汽車鋼的組織與性能的基礎(chǔ)上提出了M3組織調(diào)控思路,即亞穩(wěn)(Metastable)、多相(Multiphase)和多尺度(Multiscale)。根據(jù)這一組織調(diào)控思想和對第1代汽車鋼及第2代汽車鋼的歸納分析,發(fā)現(xiàn)了高強高塑鋼的亞穩(wěn)奧氏體相含量是獲得高強塑積鋼的關(guān)鍵組織調(diào)控因素,即要獲得30~40GPa·%的強塑積,鋼中的亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)需要達到30%左右(圖2(b))。為了同時獲得高強度和高塑性,必須通過合理的組織調(diào)控獲得硬基體與亞穩(wěn)奧氏體相復(fù)合的組織結(jié)構(gòu)。這種硬基體可以是高硬度的馬氏體、納米析出強化的鐵素體或是超細晶的鐵素體。目前常用獲得亞穩(wěn)奧氏體相有2種手段,一是傳統(tǒng)的TRIP鋼處理工藝,二是通過碳鋼的淬火與配分工藝獲得奧氏體相。對于傳統(tǒng)的TRIP鋼,它是否可以用來研發(fā)高強塑積的第3代汽車用鋼,至少目前為止,傳統(tǒng)的TRIP鋼及其生產(chǎn)工藝無法達到30GPa·%以上的強塑積。原因是其組織中沒有大量的超過20%以上的亞穩(wěn)奧氏體相,同時傳統(tǒng)TRIP鋼中的鐵素體晶粒尺寸基本都是5~10μm,無法提供高的強度。而由美國礦業(yè)學(xué)院的Speer教授提出的Q&P工藝雖然可以使鋼獲得超高的強度,但是該工藝提供的奧氏體量通常很少(10%左右),因而不能獲得較高的伸長率。如果從獲得奧氏體和超細晶基體的角度來說,美國的Morris教授在20世紀的80年代研究高韌性鋼時發(fā)現(xiàn),可以通過奧氏體逆轉(zhuǎn)變(AusteniteRevertedTransformation,ART)在錳的質(zhì)量分數(shù)為5%的低碳鋼中獲得大量的奧氏體和超細晶的鐵素體組織。TRIP鋼的生產(chǎn)實踐經(jīng)驗說明,可以通過奧氏體在隨后的冷卻過程中,部分轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體或貝氏體來剩余殘余奧氏體,并使其保留到室溫來提高鋼材的塑性。這種形成奧氏體的工藝稱為奧氏體正相變法。很明顯,通過奧氏體正相變法獲得奧氏體的一個主要工藝特征是鋼在冷卻過程中形成的包括奧氏體和其他非馬氏體(鐵素體、貝氏體)的多相組織,然后在不低于淬火溫度下保溫,通過溶質(zhì)元素向奧氏體擴散來穩(wěn)定奧氏體,最終形成室溫穩(wěn)定的殘余奧氏體。相反,如果奧氏體的形成是通過淬火形成的完全馬氏體或部分馬氏體組織基礎(chǔ)上,通過隨后的退火形成新的奧氏體和溶質(zhì)元素在奧氏體的富集,最終得到室溫穩(wěn)定的奧氏體組分。這種獲得包含奧氏體的多相組織工藝,稱之為奧氏體逆相變法(圖3(a))。不同于奧氏體正相變法,奧氏體逆相變法工藝的一個最大特點是通過淬火形成馬氏體或馬氏體奧氏體復(fù)相組織的工藝,如圖3(a)所示。這種工藝要求的合金化元素是具有奧氏體擴大化和穩(wěn)定化,同時擴散速率慢的元素,來保證亞穩(wěn)奧氏體形成及基體的超細化。在元素周期表中,碳、氮和錳既是奧氏體擴大化元素又是基體強化元素(圖3(b))。為了獲得超細晶基體,必須抑制奧氏體逆轉(zhuǎn)變退火過程中馬氏體板條的過分粗大,應(yīng)該選用置換原子而不是純粹的間隙原子來進行合金化設(shè)計。同時為了保證亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性,碳元素也應(yīng)該成為合金化必備的元素。因此本研究著重研究中錳碳鋼在奧氏體逆轉(zhuǎn)變退火過程中的退火行為、退火過程中的組織結(jié)構(gòu)演化及最終處理后的鋼的力學(xué)性能。為高強、高塑第3代汽車鋼的工業(yè)化提供理論基礎(chǔ)與數(shù)據(jù)支持。鋼鐵研究總院通過近2年的實驗室研究,利用奧氏體逆轉(zhuǎn)變退火實現(xiàn)了中錳鋼中馬氏體板條間的片狀奧氏體形核與長大,不但獲得了體積分數(shù)在30%左右的亞穩(wěn)奧氏體相而且獲得了亞微米尺寸的基體組織。研究認為,退火過程中的中錳鋼中錳的置換擴散與配分和奧氏體逆轉(zhuǎn)變是最終以多相和亞微米尺度為特點的馬奧復(fù)合組織形成的關(guān)鍵。眾所周知,多相材料的強度和塑性不是各相強度和塑性的一個簡單疊加,而是多相間相互耦合的一個結(jié)果。在2005年的科學(xué)雜志上,報道了通過控制晶粒尺寸分布,將超細晶銅的塑性從10%提高到了40%以上。這是通過大小尺寸晶粒間相互藕合提高材料性能的一個最好例證。同時亞穩(wěn)奧氏體在形變過程中要不斷轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,使得鋼中的多相交互是一個動態(tài)的過程。因此開發(fā)高強、高塑第3代汽車用鋼不僅需要考慮基體組織與亞穩(wěn)相的單獨作用,還要研究各個相之間以及各個晶粒間的應(yīng)力應(yīng)變配分(Stress-strainpartition),即從不同尺寸、取向及不同界面特性的晶粒來進一步提高材料的強度和塑性。而M3組織控制思路,即形成多相(Multiphase)、亞穩(wěn)(Metastability)及多尺度(Multiscale),則是對以上研發(fā)思路的一個高度概括?；谝陨戏治龊蛯嶒炇因炞C,鋼鐵研究總院研究人員認為組織含30%左右的亞穩(wěn)奧氏體與超細晶基體,性能為強塑積不低于30GPa·%的低成本高強高塑鋼將是一種非常具有前景的第3代汽車用鋼。這種新型第3代汽車用鋼就是以低成本形成價格優(yōu)勢、以“多相、亞穩(wěn)和多尺度”的M3型組織為理想組織和以高強高塑為性能優(yōu)勢3大特點的新型汽車用鋼。2中錳鋼的逆轉(zhuǎn)變退火特征針對汽車用鋼的發(fā)展,鋼鐵研究總院研究人員提出了第3代汽車用鋼的研發(fā)目標:在高強度(1.0GPa抗拉強度級)或超高強度(1.5GPa抗拉強度級)下,提高塑性,從而獲得高強塑積(≥30GPa·%)的第3代汽車用薄板鋼。通過對亞穩(wěn)奧氏體相變現(xiàn)象研究,探索通過合金化、奧氏體狀態(tài)控制、相間碳擴散、新型熱機械處理等方法來獲得“M3組織”,大幅度提高鋼的強度和塑性,形成第3代汽車用鋼的工業(yè)生產(chǎn)及應(yīng)用技術(shù)。通過中錳碳鋼的合金化設(shè)計及奧氏體逆相變等措施,目前鋼鐵研究總院已經(jīng)在實驗室內(nèi)制備出含30%左右的亞穩(wěn)奧氏體與超細晶基體的雙相復(fù)合組織鋼。該鋼的室溫抗拉強度在0.8~1.6GPa級,斷后伸長率為30%~45%的水平,而其強塑積在30~48GPa·%。目前實驗室內(nèi)已經(jīng)完成了對不同碳含量和不同錳含量的C/Mn鋼的系列化基礎(chǔ)研究。基本工藝是對設(shè)計的原型鋼先進行淬火處理,獲得馬氏體組織,然后對這些淬火鋼進行雙相區(qū)(Ac1-Ac3)進行不同時間的退火,進行奧氏體逆轉(zhuǎn)變,獲得包括奧氏體、超細晶鐵素體及沉淀析出相的多相組織,此種退火工藝被稱為奧氏體逆轉(zhuǎn)變退火(AusteniteRevertedTransformation,ART-annealing)。下面就該種中錳合金鋼(以0.2C5Mn鋼為例)的組織特點、力學(xué)性能及其加工硬化行為進行簡單介紹。圖4為淬火0.2C5Mn鋼在650℃的較長時間下進行逆轉(zhuǎn)變退火的微觀組織結(jié)構(gòu)。通過此圖可以看出,經(jīng)過1h的逆轉(zhuǎn)變退火后,組織中已經(jīng)形成了大量的奧氏體板條(黑色板條相)和鐵素體板條(亮色板條相)相間排列的超薄雙相組織。非常有意思的是盡管經(jīng)過650℃的1h保溫,奧氏體和鐵素體板條的厚度僅僅為0.3~0.5μm。隨著退火時間的延長(甚至到了144h的逆轉(zhuǎn)變退火處理),如圖4(b)、(c)、(d)所示,這種奧氏體和鐵素體相間排列的雙相組織結(jié)構(gòu)得到了保持,而且沒有發(fā)生明顯粗化。所以對中錳碳鋼進行逆轉(zhuǎn)變退火可以獲得含有大量亞穩(wěn)奧氏體與超細基體組織的雙相組織鋼。圖5給出了0.2C5Mn鋼在逆轉(zhuǎn)變退火過程中奧氏體體積分數(shù),奧氏體與鐵素體中元素的分布與退火時間的關(guān)系。從圖5(a)可以看出,奧氏體的體積分數(shù)隨退火時間的延長而逐步增加。在650℃回火的情況下,當回火時間達到6h后奧氏體的體積分數(shù)達到了33%,然后隨退火時間的繼續(xù)延長而飽和。圖5(b)給出了退火不同時間后碳、錳等元素在鐵素體板條和奧氏體板條內(nèi)的分布情況。可以看出,隨著退火時間的延長,錳在奧氏體中含量逐步增加,而在鐵素體中的含量逐步降低,最終奧氏體中的錳質(zhì)量分數(shù)達到了約9%的數(shù)值而鐵素體中的錳質(zhì)量分數(shù)僅為約2.5%。這說明逆轉(zhuǎn)變退火過程中錳從鐵素體向奧氏體擴散,存在著錳的較強的配分行為。圖6為不同CMn合金成分和不同逆轉(zhuǎn)變工藝處理下的中錳鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及相關(guān)性能分析。圖6(a)為0.2C5Mn鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線隨退火溫度的變化。從圖6(a)可以看出,隨著退火時間的延長,鋼的抗拉強度為960MPa,基本不隨逆轉(zhuǎn)變退火時間的延長而發(fā)生變化,但該鋼的伸長率隨退火時間的延長而顯著提高,從20%增加到45%。圖6(b)為不同碳含量下的5Mn鋼經(jīng)過6h的逆轉(zhuǎn)變退火后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。通過此圖可以看出,隨著碳質(zhì)量分數(shù)的增加(0.003%~0.4%),不僅鋼的抗拉強度從約550MPa增加到1000MPa,而且鋼的斷后伸長率也得到顯著提升,從25%增加到48%。這說明初始碳含量對逆轉(zhuǎn)變退火鋼的強度和塑性存在顯著的影響。圖6(c)為0.2C5Mn與0.2C7Mn鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖6(c)可以看出,0.2C7Mn鋼的抗拉強度可以達到1500MPa,而伸長率則可以達到30%以上,其強塑積也達到了45GPa·%以上。從圖6(a)、(b)、(c)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線結(jié)果可以看出,逆轉(zhuǎn)變退火中錳鋼的力學(xué)形變強烈依賴于鋼中的碳錳含量與逆轉(zhuǎn)變退火時間。圖6(d)給出了不同碳含量的5Mn鋼經(jīng)過6h退火,0.2C5Mn鋼經(jīng)過不同時間退火及0.2C7Mn鋼的強塑積與鋼中亞穩(wěn)奧氏體體積分數(shù)間的關(guān)系。通過此圖可以看出逆轉(zhuǎn)變處理的中錳鋼的強塑積與鋼中亞穩(wěn)奧氏體的含量基本呈線性關(guān)系,這說明提高鋼中亞穩(wěn)奧氏體的含量是提高鋼的強塑積的關(guān)鍵因素。這與圖2(b)中總結(jié)的鋼的強塑積與其含有的奧氏體體積分數(shù)的關(guān)系基本一致。實驗室進行了中錳鋼經(jīng)鍛造、熱軋,最后進行了逆轉(zhuǎn)變退火后的微觀組織結(jié)構(gòu)與相應(yīng)力學(xué)性能研究。圖7給出了熱軋后的中錳鋼經(jīng)過逆轉(zhuǎn)變退火后的力學(xué)性能?？梢钥闯?0.1C5Mn的抗拉強度為930MPa,斷后伸長率為32%;0.14C5Mn的抗拉強度為945MPa,斷后伸長率為39%;0.2C5Mn的抗拉強度為1000MPa,斷后伸長率為45%。隨著碳含量的提高抗拉強度略微提高,但斷后伸長率卻得到顯著提高。與圖6給出的不同碳含量中錳鋼的力學(xué)性能指標基本一致。同時其微觀組織結(jié)構(gòu)也是超細奧氏體板條與鐵素體板條的雙相復(fù)合組織,與圖5中的雙相組織基本一致。該結(jié)果為工業(yè)試制熱軋鋼板卷提供了試驗基礎(chǔ)。實驗室內(nèi)進行了中錳鋼經(jīng)鍛造、熱軋和冷軋,最后經(jīng)過逆轉(zhuǎn)變退火后的微觀組織結(jié)構(gòu)與相應(yīng)力學(xué)性能的研究。圖8是冷軋中錳鋼板經(jīng)不同時間的逆轉(zhuǎn)變退火后的TEM和EBSD微觀組織結(jié)構(gòu)。圖8可以看出,冷軋中錳鋼的逆轉(zhuǎn)變退火組織為等軸超細晶的奧氏體與鐵素體復(fù)合組織?？梢娎滠堉绣i鋼的逆轉(zhuǎn)變退火組織完全不同于圖4的鍛造棒狀樣品的逆轉(zhuǎn)變組織和熱軋板的逆轉(zhuǎn)變退火組織。這種差別可能是由于冷軋導(dǎo)致的微觀組織結(jié)構(gòu)與馬氏體的組織結(jié)構(gòu)存在較大差別所引起的。圖8(b)不僅顯示了亞穩(wěn)奧氏體在逆轉(zhuǎn)變退火鋼中的分布,同時也顯示了微觀組織結(jié)構(gòu)的多層次性,即原始馬氏體的結(jié)構(gòu)和細小的亞晶結(jié)構(gòu),體現(xiàn)了亞穩(wěn)、多相和多層次的M3組織特點。圖9給出了0.1C5Mn和0.14C5Mn兩種冷軋鋼經(jīng)不同時間退火后鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。通過此圖可以看出0.14C5Mn冷軋鋼經(jīng)逆轉(zhuǎn)變退火后都可以獲得抗拉強度在900~1000MPa,而斷后伸長率為30%~45%的力學(xué)性能。而0.1C5Mn冷軋鋼經(jīng)逆轉(zhuǎn)變退火后也可以獲得抗拉強度為900~1000MPa,斷后伸長率為25%~40%的力學(xué)性能。該結(jié)果為進行中錳鋼的冷軋板卷的工業(yè)生產(chǎn)提供了理論和試驗數(shù)據(jù)支持。同時圖9說明奧氏體逆轉(zhuǎn)變時間對力學(xué)性能有很大影響。短時間退火鋼的塑性主要通過路德斯帶(LudersBand)的擴展來實現(xiàn)的,這兩種鋼路德斯帶擴展所給予的塑性延伸可以達到20%以上,占整個塑性能力的80%左右。本研究發(fā)現(xiàn)的路德斯帶對塑性的貢獻遠遠大于文獻中報道的路德斯帶對塑性的5%左右的貢獻。冷軋退火中錳鋼的獨特的路德斯帶形變塑性貢獻可能主要與鋼的超細晶基體有關(guān),有關(guān)問題正在研究之中。經(jīng)過較長的時間退火,逆轉(zhuǎn)變處理鋼的強度得到一定程度的提高,但鋼的塑性卻降低了,這種變化主要是因為隨退火時間的延長,基體晶粒尺寸和奧氏體晶粒尺寸進一步增大,奧氏體的穩(wěn)定性被削弱了,從而降低了鋼的TRIP效應(yīng)。從以上對中錳鋼的實驗室研究結(jié)果來看,通過逆轉(zhuǎn)變處理和相應(yīng)的形變處理,可以獲得含有大量奧氏體相的基體為超細晶組織的奧氏體、鐵素體雙相鋼。當鋼中含有30%左右的亞穩(wěn)奧氏體時,可以獲得強塑積在30~40GPa·%的高強高塑汽車鋼。拉伸形變過程中,亞穩(wěn)奧氏體又逐步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,形成了亞穩(wěn)、多相和多層次的M3組織。以上的實驗室研究結(jié)果,即熱軋模擬試驗和冷軋模擬試驗結(jié)果,為工業(yè)試制高強高塑汽車熱軋板卷和冷軋板卷提供了理論和試驗基礎(chǔ)。3中錳鋼熱軋板卷圖在實驗室進行的中錳合金化、逆轉(zhuǎn)變退火、熱軋模擬和冷軋模擬等基礎(chǔ)理論和試驗數(shù)據(jù)的支撐下,中國鋼研與太原鋼鐵公司合作,成功地在工業(yè)生產(chǎn)流程上開發(fā)出第3代汽車鋼熱軋板卷和冷軋板,強塑積均超過了30GPa·%(抗拉強度為900MPa級時,伸長率達到了35%),率先在國際上研發(fā)出第3代汽車鋼產(chǎn)品的工業(yè)生產(chǎn)技術(shù)。圖10(a)為第3代汽車鋼的工業(yè)試制工藝流程。通過該工藝獲得了中錳鋼熱軋板卷和單片冷軋板。圖10(b)為工業(yè)試制的熱軋板卷圖片。由圖10(b)可以看出中錳鋼的熱軋板卷表面質(zhì)量很好。初步試制的熱軋罩式退火的試制產(chǎn)品,其抗拉強度為700MPa,伸長率達到了40%以上,強塑積基本達到了30GPa·%的級別,如圖11(a)所示。但應(yīng)該注意到工業(yè)化試制得到的鋼的性能與實驗室結(jié)果尚有一定的差距,說明需要進一步調(diào)整和完善工業(yè)生產(chǎn)的退火工藝來進一步提高逆轉(zhuǎn)變退火鋼中的奧氏體含量和相關(guān)組織控制,從而進一步提高鋼的強塑積。逆轉(zhuǎn)變退火的冷