康 濤 陳 斌 趙征志 吳 洪 龔紅根 彭 沖

(1.北京科技大學(xué)鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心, 北京 100083; 2.現(xiàn)代交通金屬材料與加工技術(shù)北京實驗室，北京 100083；3.北京科技大學(xué)工程技術(shù)研究院，北京 100083； 4.新余鋼鐵股份有限公司, 江西 新余 338001)

隨著人們生活水平的不斷提高和環(huán)保意識的不斷增強，作為降低汽車油耗的重要指標(biāo)——汽車輕量化,越來越受到人們的重視。采用高強度鋼板不但可以實現(xiàn)汽車的輕量化，同時還能提高汽車的被動安全性，因此高強度鋼板在汽車上的使用日益增多，尤其是雙相鋼(dual- phase steel, DP)[1]。雙相鋼由鐵素體和馬氏體組成，以相變強化為基礎(chǔ)，具有低屈強比、高的初始加工硬化速率[2- 3]以及良好的強度和延性配合等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于汽車的縱梁、保險杠、懸掛系統(tǒng)等零部件，是汽車鋼板的理想材料[4- 6]。

為了提高780 MPa級冷軋雙相鋼產(chǎn)品的合格率和工藝穩(wěn)定性，本文以某鋼鐵公司冷軋廠現(xiàn)場生產(chǎn)的DP780冷硬卷板為基料，在實驗室進行模擬連續(xù)退火試驗，重點研究了退火溫度和過時效溫度對試驗鋼組織和性能的影響，并結(jié)合SEM與EBSD等手段研究了組織結(jié)構(gòu)對力學(xué)性能的影響機制，為780 MPa級冷軋雙相鋼的工業(yè)生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 試驗材料及方法

試驗材料為DP780熱軋中間坯和冷硬卷板，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the test steel (mass fraction) %

在熱軋中間坯上切取φ4 mm×10 mm短棒，參考YB/T 5127—1993《鋼的臨界點測定方法(膨脹法)》，利用DIL805A膨脹儀測定試驗鋼的相變點，并繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線，以指導(dǎo)試驗鋼連續(xù)退火工藝的模擬設(shè)定。

從1.0 mm厚DP780冷硬卷板的中間部位沿軋向切取220 mm×70 mm的矩形試樣，在CCT- AY- Ⅱ型連續(xù)退火模擬機上進行連續(xù)退火工藝的模擬。參照實際生產(chǎn)連續(xù)退火線并結(jié)合臨界點溫度制定熱處理工藝：以2.5 ℃/s速率將試樣分別加熱到760、780、800和820 ℃，保溫165 s后以2.8℃/s緩冷到650 ℃，然后以35 ℃/s快冷到280 ℃進行過時效處理，保溫558.6 s后再以5 ℃/s冷至室溫，研究退火溫度對試驗鋼組織和性能的影響；另外，以2.5 ℃/s將試樣加熱到800 ℃保溫165 s后，先以2.8 ℃/s緩冷到650 ℃，再以35 ℃/s分別快冷到260、280、300、320和340 ℃進行過時效處理，保溫558.6 s后再空冷至室溫，研究過時效溫度對試驗鋼組織和性能的影響。

將模擬退火后的試樣加工成50 mm標(biāo)距的縱向拉伸試樣，在電子萬能拉伸試驗機上測試力學(xué)性能，拉伸速率為2 mm/min。在退火后的鋼板上切取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后，用2%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液浸蝕，然后在ULTRA 55型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上觀察試樣的顯微組織。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 CCT曲線

試驗鋼的靜態(tài)CCT曲線如圖1所示，可以看出，試驗鋼的Ac1、Ac3和Ms點溫度分別為714、859和378 ℃。由于現(xiàn)場生產(chǎn)條件的限制，厚規(guī)格產(chǎn)品的冷速通常低于25℃/s，使得馬氏體的相變驅(qū)動力減小， 產(chǎn)品的淬透性降低。但從圖1曲線可以看出，當(dāng)冷速達到20 ℃/s時，貝氏體區(qū)消失，奧氏體直接轉(zhuǎn)變成馬氏體，說明鋼的淬透性較好[7]，從而保證了厚規(guī)格產(chǎn)品的性能穩(wěn)定性。

圖1 試驗鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested steel

2.2 退火溫度對組織和性能的影響

圖2為試驗鋼的力學(xué)性能隨退火溫度的變化?？梢钥闯?，隨著退火溫度的升高，試驗鋼的屈服強度逐漸升高。這是因為隨著退火溫度的升高，具有低位錯密度的臨界區(qū)鐵素體的比例不斷減小，導(dǎo)致位錯在鐵素體內(nèi)的滑移更加困難，故而屈服強度升高。此外，當(dāng)退火溫度升高到780 ℃時，抗拉強度達到最高值818 MPa，這與鋼中生成的大量淬火馬氏體有關(guān)。繼續(xù)升高退火溫度，抗拉強度開始降低。雖然臨界奧氏體比例隨著退火溫度的升高進一步增大，但奧氏體的平均碳含量下降，穩(wěn)定性降低，快冷后生成更多的淬火馬氏體。在隨后長時間過時效過程中，馬氏體發(fā)生回火，從而緩解了馬氏體內(nèi)的應(yīng)力集中，位錯強化減弱[8]，抗拉強度降低。

從圖2可以看出，試驗鋼的斷后伸長率在退火溫度為780 ℃時最低，僅為19.9%，這與臨界區(qū)鐵素體比例的減小和淬火馬氏體比例的增大有關(guān)。繼續(xù)升高退火溫度，斷后伸長率逐漸升高，雖然臨界區(qū)鐵素體的比例仍繼續(xù)減小，但此時馬氏體的回火程度對斷后伸長率的影響占主導(dǎo)作用。隨著退火溫度的升高，臨界奧氏體的穩(wěn)定性降低，試驗鋼的Ms點隨之升高，快冷后生成更多的淬火馬氏體， 這些馬氏體在隨后的過時效過程中充分回火，釋放了鋼中的內(nèi)應(yīng)力，故而局部應(yīng)力集中得到緩解，有效地阻礙了微裂紋的產(chǎn)生，因此試驗鋼的斷后伸長率升高。

圖2 試驗鋼經(jīng)溫度不同退火、280 ℃過時效處理后的力學(xué)性能Fig.2 Mechanical properties of the test steels annealed at different temperatures and then overaged at 280 ℃

經(jīng)不同溫度退火、280 ℃過時效處理后的試驗鋼的顯微組織如圖3所示，可以看出，760 ℃退火時臨界鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約為72%，淬火馬氏體呈島鏈狀分布在鐵素體基體上，組織中幾乎沒有觀察到回火馬氏體。退火溫度升高到780 ℃時，奧氏體體積分?jǐn)?shù)增大，淬火后形成的馬氏體體積分?jǐn)?shù)也增大，故此時抗拉強度升高；繼續(xù)升溫到800 ℃時，一方面鋼中鐵素體比例進一步減小,另一方面，組織中生成了回火馬氏體，從而導(dǎo)致抗拉強度降低和斷后伸長率升高。820 ℃退火時，馬氏體的回火更加充分，塊狀馬氏體分解以及碳化物析出，導(dǎo)致試驗鋼的抗拉強度進一步降低。

圖3 試驗鋼經(jīng)不同溫度退火、280 ℃過時效處理后的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.3 SEM micrographs of the test steel annealed at different temperatures and then overaged at 280 ℃

2.3 過時效溫度對組織和性能的影響

過時效可以對雙相鋼中淬硬的馬氏體進行回火處理，降低馬氏體的硬度，改善鋼的綜合力學(xué)性能。含碳量較低的雙相鋼在連續(xù)退火過程中受過時效溫度的影響規(guī)律與機制，前人已有過較多的研究[9]，過時效溫度對鐵素體中固溶碳含量、馬氏體分解程度、位錯密度等都會產(chǎn)生影響。結(jié)合現(xiàn)場生產(chǎn)條件，確定過時效溫度的工藝窗口顯得尤為重要。圖4為試驗鋼經(jīng)800 ℃退火、不同溫度過時效處理后的力學(xué)性能。

從圖4可以看出，隨著過時效溫度的升高，試驗鋼的屈服強度逐漸升高。這是因為過時效溫度越高，淬火馬氏體的回火越充分，馬氏體內(nèi)位錯發(fā)生回復(fù)，導(dǎo)致位錯密度減小。此外，碳化物在較高的過時效溫度下開始大量析出，釘扎可動位錯，故屈服強度逐漸升高。相反，試驗鋼的抗拉強度隨著過時效溫度的升高逐漸降低，這主要與組織中的回火馬氏體比例有關(guān)。過時效溫度越高，馬氏體回火更加充分，導(dǎo)致馬氏體內(nèi)的碳化物大量析出，正方度減小。此外，相比于淬火馬氏體，回火馬氏體有效地緩解了應(yīng)力集中，推遲了裂紋的產(chǎn)生與擴展，故抗拉強度降低。過時效溫度為280 ℃時，試驗鋼獲得了良好的強度和塑性組合，其抗拉強度為787 MPa，斷后伸長率高達21.5%，屈強比僅為0.48。

圖4 試驗鋼經(jīng)800 ℃退火、不同溫度過時效處理后的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of the test steel annealed at 800 ℃ and then overaged at different temperatures

圖5給出了試驗鋼經(jīng)不同溫度過時效處理后的掃描電鏡照片?？梢钥闯觯?60 ℃低溫過時效的回火馬氏體與淬火馬氏體形貌差別不大。這是因為低碳馬氏體在260 ℃過時效時只發(fā)生了碳原子的偏聚，晶格畸變程度減弱，內(nèi)應(yīng)力有所降低，因此其形貌與淬火馬氏體差別不大。同樣，在280 ℃過時效，由于時效溫度偏低，碳原子的活性不足，擴散速率較低，所以馬氏體分解不明顯或未發(fā)生明顯變化。隨著過時效溫度升高到300 ℃，碳原子的擴散速率增大，馬氏體分解更明顯，導(dǎo)致馬氏體軟化， 鋼的抗拉強度下降。320 ℃過時效時，大部分馬氏體已經(jīng)分解，浮凸的馬氏體邊界變得模糊，出現(xiàn)了較多的顆粒狀與短棒狀組織。340 ℃時效，馬氏體的形態(tài)變化更明顯，試驗鋼的抗拉強度降低到了719 MPa。

圖5 試驗鋼經(jīng)不同溫度過時效處理后的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.5 SEM micrographs of the test steel overaged at different temperatures

3 結(jié)論

(1)隨著退火溫度的升高，試驗鋼的臨界區(qū)鐵素體比例減小，奧氏體比例增大，奧氏體的穩(wěn)定性降低，故在隨后的快冷段生成更多的淬火馬氏體，相應(yīng)地，過時效處理后，回火馬氏體的比例也增大。

(2)當(dāng)退火溫度為800 ℃、過時效溫度為280 ℃時，試驗鋼的力學(xué)性能最佳，抗拉強度為787 MPa，屈服強度為378 MPa，斷后伸長率達到21.5%，屈強比僅為0.48。

(3)過時效溫度越高，快冷后生成的淬火馬氏體的回火也越充分，導(dǎo)致過飽和馬氏體的正方度減小，局部內(nèi)應(yīng)力得以緩解，從而鋼的抗拉強度顯著降低。在260～280 ℃低溫過時效時，馬氏體分解不明顯，仍呈現(xiàn)出淬火馬氏體形貌；320 ℃過時效時，馬氏體島逐漸分解，浮凸的邊界變得模糊，顆粒狀析出相與非馬氏體組織增多；340 ℃過時效時，組織呈現(xiàn)典型的回火馬氏體形貌，試驗鋼的抗拉強度大幅度降低，僅為719 MPa。