周 莉，薛仁杰，曹曉恩，董夢瑤

（1.重慶工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院機械工程與自動化學(xué)院,重慶 401120；2.河鋼集團(tuán)鋼研總院,河北 石家莊 050000；3.河鋼集團(tuán)邯鋼公司技術(shù)中心,河北 邯鄲 056015）

0 引言

伴隨汽車工業(yè)的高速發(fā)展，節(jié)能減排、輕量化設(shè)計是汽車行業(yè)追求的目標(biāo)和必要手段。高強鋼的應(yīng)用成為各大車企的發(fā)展方向，其中冷軋高強雙相鋼（DP 鋼）是目前應(yīng)用最廣泛的鋼種[1-3]。隨著汽車結(jié)構(gòu)設(shè)計的日益復(fù)雜，對材料的延伸性能要求越來越高，面對復(fù)雜拉延成形零件，傳統(tǒng)DP 鋼應(yīng)用受到限制。2019 年首鋼在傳統(tǒng)DP 鋼基礎(chǔ)上首發(fā)增強成形性雙相鋼（DH 鋼），作為傳統(tǒng)DP 鋼的升級版，在鐵素體、馬氏體雙相基礎(chǔ)上引入少量殘余奧氏體，利用殘余奧氏體相變誘導(dǎo)塑性的TRIP 效應(yīng)，引入相變強化及塑性增長機制提高材料的強度及韌性。

繼首鋼首發(fā)DH 鋼后，國內(nèi)各大汽車板企業(yè)及研究院所爭先開展DH 鋼的開發(fā)及相關(guān)研究。梁江濤等[4]設(shè)計了1 300 MPa 級Nb 微合金化DH 鋼，對比了不同相構(gòu)成對超高強DH 鋼力學(xué)性能和加工硬化行為的影響，深入研究了殘余奧氏體的作用機制。張偉等[5]通過壓潰試驗對比DH 鋼與DP 鋼的吸能特性，指出殘余奧氏體提高了780 DH 鋼的吸能比和載荷比，更有利于設(shè)計復(fù)雜安全件。首鋼DH 鋼采用高Al 成分設(shè)計，以Al 代Si 可提高鍍鋅浸潤性，避免漏鍍等缺陷[6]。高鋁鋼的研究主要集中在Fe-Mn-Al-C 系、Fe-Mn-Si-Al 系低密度鋼開發(fā)、連鑄可澆性及鑄坯質(zhì)量[7]、熱軋高溫氧化特性規(guī)律[8]、連續(xù)退火時效溫度對高鋁傳統(tǒng)雙相鋼組織及性能影響[9]等方面，對于高鋁增強成形性雙相鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變及連續(xù)退火工藝參數(shù)對組織性能影響的研究鮮有報道。

筆者以實驗室冶煉高鋁增強成形性雙相鋼980DH 為研究對象，開展靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變研究，繪制靜態(tài)CCT 曲線，并分析連續(xù)退火工藝對冷軋成品組織性能的影響規(guī)律，為工業(yè)試制980DH 提供理論依據(jù)。

1 試驗材料制備

采用ZGX-0.2-250-1 型真空感應(yīng)爐冶煉試驗鋼980DH，主要化學(xué)成分控制范圍如表1 所示。冶煉鑄錠約60 kg，扒皮處理后進(jìn)行熱鍛，熱鍛方坯尺寸150 mm×150 mm×L。加熱溫度TA=1 200～1 220 ℃、開鍛溫度TS=1 130～1 150 ℃、終鍛溫度TF=950～1 000 ℃，鍛后空冷至室溫。

表1 試驗鋼980DH 主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical compositions of experimental steel 980DH %

試驗鋼980DH 采用C-Si-Mn-Al-Nb-Ti-Cr-Mo成分體系，其中Al 與Si 作用相近，不溶于滲碳體，能夠抑制滲碳體的形成，促進(jìn)C 原子向殘余奧氏體中擴散、富集，提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性。Al 可以加速貝氏體相變。由于Al 幾乎不具有固溶強化作用，需要添加少量的Nb 和Ti 發(fā)揮彌散強化作用，同時Nb 對奧氏體晶粒具有拖曳作用，顯著細(xì)化奧氏體晶粒，進(jìn)而細(xì)化相變組織。另外，Nb 與Si、Al相似，亦能抑制含碳貝氏體的形成，提高殘余奧氏體的比例。Mn 提高奧氏體穩(wěn)定性，降低Ms點；Cr 和Mo 促進(jìn)中溫轉(zhuǎn)變，形成貝氏體組織。

采用550 mm 往復(fù)式軋機模擬熱軋過程，將熱鍛方坯加熱至1 240 ℃±20 ℃，保溫60 min，粗軋開軋溫度1 180 ℃±20 ℃、精軋開軋溫度1 050 ℃±20 ℃、終軋溫度900 ℃±20 ℃，軋制目標(biāo)厚度3.0 mm 后空冷至650 ℃±20 ℃放置馬弗爐內(nèi)保溫10 min，之后隨爐冷卻至室溫，模擬熱軋卷取過程。將熱軋板經(jīng)酸洗去除氧化鐵皮后，采用四棍冷軋機進(jìn)行軋制試驗，冷軋至1.0 mm，冷軋壓下率約66.7%，將冷軋板加工成230 mm×70 mm 的冷硬板進(jìn)行連續(xù)退火熱模擬試驗。同時，使用鉬絲切割機將熱板（中間坯）加工成?4 mm×10 mm 的靜態(tài)CCT 熱模擬試樣。

2 試驗方案

借助DIL805L 相變淬火膨脹儀、蔡司金相顯微鏡，采用熱膨脹法和金相相結(jié)合，測定增強成形性雙相鋼980DH 靜態(tài)CCT 曲線。具體方案如下：將試樣在真空條件下以10 ℃/s 的升溫速率加熱至1 000 ℃，保溫60 s 消除試樣內(nèi)部溫度梯度，分別以不同設(shè)定速度冷卻至室溫，熱模擬工藝如圖1 所示。以10 ℃/s 的升溫速率加熱至400 ℃，之后以0.05 ℃/s的升溫速率加熱至1 000 ℃，保溫5 min 后以20 ℃/s的冷卻速率冷至室溫，測定Ac1、Ac3。

圖1 靜態(tài)連續(xù)冷卻工藝示意Fig.1 Schematic diagram of static continuous cooling process

試樣冷卻后沿軸向中心切開，采用4%硝酸酒精腐蝕后進(jìn)行顯微組織觀察。根據(jù)冷卻過程中溫度-膨脹量曲線（圖2）并結(jié)合顯微組織確定不同冷速下各種相變起始點溫度和終了點溫度。采用Origin 8.0 在時間－溫度坐標(biāo)中繪制980DH 靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（即靜態(tài)CCT 曲線），結(jié)合靜態(tài)CCT 曲線和金相組織分析不同冷卻速度下的相變規(guī)律。

圖2 溫度-膨脹量曲線Fig.2 Curve of temperature-expansion of tested steel

采用熱模擬試驗機進(jìn)行連退模擬，試驗參數(shù)參照產(chǎn)線裝備、工藝設(shè)定，將冷硬板以5℃/s 的加熱速率分別加熱至780、800、820 ℃保溫160 s，通過65 s 分別緩冷至650、680、700、720 ℃，之后經(jīng)過13 s 快冷至300 ℃保溫300 s，最后空氣冷卻至室溫。退火試驗鋼板加工成國標(biāo)GB/T 228.1-2010 中的P6 試樣（L0=80 mm，b0=20 mm），試樣方向為縱向，在德國Zwick 試驗機上進(jìn)行拉伸試驗，采用ZEISS∑IGMA/HD 型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織，同時利用電子背散射衍射（EBSD）進(jìn)行殘余奧氏體分析。上述試驗方案研究均熱溫度及緩冷溫度對產(chǎn)品組織、性能的影響，確定最優(yōu)退火工藝參數(shù)。

3 試驗結(jié)果與分析

3.1 靜態(tài)CCT 曲線的繪制

圖3 為高鋁增強成形性雙相鋼980DH 的靜態(tài)CCT 曲線，其中臨界溫度Ac1為740 ℃、Ac3為947℃，不同冷卻速度下各相的轉(zhuǎn)變區(qū)域如圖3 標(biāo)注。經(jīng)過1 000 ℃、60 s 保溫后不同冷卻速率下奧氏體主要發(fā)生鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體相變。當(dāng)冷卻速率≤3 ℃/s 時，主要發(fā)生鐵素體和貝氏體相變；只有冷卻速率≤1 ℃/s 時，有少量珠光體形成；冷卻速率在5～10 ℃/s，只發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷速達(dá)到15 ℃/s 時，發(fā)生貝氏體相變的同時開始發(fā)生馬氏體相變；冷卻速率在15～100 ℃/s，發(fā)生貝氏體和馬氏體混合相變，隨著冷速的提高貝氏體占比減少、馬氏體占比增加。

圖3 靜態(tài)CCT 曲線Fig.3 Static CCT curve of tested steel

3.2 連續(xù)冷卻過程中冷速對顯微組織的影響

圖4 為不同冷速條件下顯微組織形貌。冷速為0.5 ℃/s 時，鐵素體基體中出現(xiàn)黑色塊狀共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物細(xì)珠光體組織，局部出現(xiàn)粒狀貝氏體與馬氏體的混合組織，該混合組織為原奧氏體在Ar1線未發(fā)生共析轉(zhuǎn)變而在低溫發(fā)生的混合相變組織。冷速為1℃/s 時，共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物細(xì)珠光體組織基本消失，主要為鐵素體、粒狀貝氏體與上貝氏體混合組織。冷速為3 ℃/s 時，顯微組織由先共析鐵素體及粒狀貝氏體組成。冷速達(dá)到5 ℃/s 時，由不同位向的貝氏體組成，可見原奧氏體晶界，局部粒狀貝氏體向上貝氏體轉(zhuǎn)變。冷速達(dá)到10 ℃/s 時，原奧氏體晶界明顯，大部分上貝氏體與局部粒狀貝氏體組成。冷速為15 ℃/s 時，由板條馬氏體與貝氏體組成，局部開始出現(xiàn)少量殘余奧氏體。冷速為25 ℃/s 時，主要為貝氏體與馬氏體混合組織，貝氏體處可見明顯原奧氏體晶界處的形核長大，馬氏體處可見明顯共格切變現(xiàn)象，同時出現(xiàn)少量小塊狀或片層狀殘余奧氏體。當(dāng)冷速在40～80 ℃/s 時，顯微組織由貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體組成，隨著冷卻速率增加，馬氏體占比逐步增加、貝氏體占比下降、殘余奧氏體含量增加。當(dāng)冷速達(dá)到100 ℃/s 時，主要由板條馬氏體、少量貝氏體和殘余奧氏體組成。

圖4 不同冷速條件下顯微組織Fig.4 Microstructure of steel cooled down at different cooling rates

3.3 連退熱模擬試驗鋼力學(xué)性能及顯微組織

3.3.1 連退熱模擬試驗鋼力學(xué)性能

表2 為連退熱模擬試驗方案及力學(xué)性能測試結(jié)果。可見，隨著均熱溫度的升高，屈服強度及抗拉強度呈現(xiàn)先降低再升高的趨勢，延伸率前期穩(wěn)定在16%，820 ℃均熱時延伸率低于標(biāo)準(zhǔn)15%。均熱溫度設(shè)定在Ac1～Ac3（740～947 ℃）之間的兩相區(qū)范圍內(nèi)，冷硬卷在連續(xù)退火加熱及均熱過程中發(fā)生奧氏體化，均熱溫度越高，奧氏體比例越大，經(jīng)過相同緩冷及快冷后的馬氏體或者M(jìn)/A 島比例越高，導(dǎo)致強度升高，有文獻(xiàn)指出[6,10]受馬氏體相變發(fā)生比容變化、體積膨脹，導(dǎo)致相變馬氏體周邊的鐵素體內(nèi)產(chǎn)生大量位錯，而且隨著退火溫度的升高，馬氏體比例增加對應(yīng)的鐵素體位錯密度增加，馬氏體比例增加與鐵素體中高密度位錯共同作用導(dǎo)致宏觀力學(xué)性能上屈服強度、抗拉強度升高。但均熱溫度在780 ℃條件下，由于均熱溫度靠近Ac1，熱板顯微組織經(jīng)過冷軋纖維化的硬相組織未得到充分的溶解與元素擴散，未完全分解的硬相組織及不均勻元素限制變形增殖位錯的滑移，導(dǎo)致強度升高。

表2 試驗方案及力學(xué)性能Table 2 Experimental scheme and mechanical properties

對比均熱溫度800 ℃、快冷溫度300 ℃條件下緩冷溫度對力學(xué)性能的影響，可知，經(jīng)過800 ℃高溫均熱，冷軋板硬相組織得到充分奧氏體化。隨著緩冷溫度的升高，均熱及緩冷階段兩相區(qū)熱處理使得A/F 組織兩相比例趨于平衡態(tài)且服從杠桿定律，緩冷溫度越高，奧氏體A 比例越大，在快冷段轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體及M/A 島，材料屈服強度整體呈上升趨勢，測試數(shù)據(jù)顯示緩冷溫度對抗拉強度影響很小，材料斷后延伸率隨緩冷溫度升高整體呈現(xiàn)下降趨勢，主要受兩相區(qū)加熱鐵素體含量、碳分配、殘余奧氏體含量影響。

3.3.2 連退熱模擬試驗鋼顯微組織

圖5 為不同連退熱模擬試驗方案下的顯微組織。以方案5 為例對試驗鋼進(jìn)行EBSD 分析，具體結(jié)果如圖6 所示，其中紅色區(qū)域為殘余奧氏體（Retained austenite，圖中RA 所示）。試驗鋼基體組織主要包括鐵素體F、馬氏體M 和殘余奧氏體RA，殘余奧氏體分布于F/F 晶界與F/M 相界面處。

圖5 連退熱模擬試驗鋼顯微組織Fig.5 Microstructure of steel after continuous annealing simulation experiment

圖6 方案5 試驗鋼的EBSD 形貌Fig.6 EBSD morphology of experimental steel in scheme 5

隨著均熱溫度的降低（方案1 至方案3），淬火態(tài)馬氏體組織比例增大。均熱溫度越高，馬氏體分解、碳化物析出形成的回火馬氏體比例越大。由于兩相區(qū)均熱溫度越高，形成的奧氏體比例越大，此時奧氏體中C、Mn 元素含量相對低均熱溫度形成的少量奧氏體偏低，導(dǎo)致Ms點升高，快冷階段即產(chǎn)生大量淬火馬氏體和少量殘余奧氏體，在300 ℃保溫過程中，淬火馬氏體發(fā)生回火分解形成回火馬氏體，少量殘余奧氏體保溫后的冷卻過程部分發(fā)生馬氏體相變，殘余奧氏體進(jìn)一步減少，導(dǎo)致TRIP 效應(yīng)降低、延伸率偏低為14.51%。反之，均熱溫度越低，鐵素體比例越大，鐵素體排碳作用下的少量奧氏體中C含量增加，奧氏體穩(wěn)定性提高，Ms點降低，相同快冷條件下少量奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在300 ℃保溫過程中形成回火馬氏體比例較少，保溫后的空冷過程中更多的殘余奧氏體保留下來，使得TRIP 效應(yīng)增強，延伸率達(dá)到16%以上。均熱溫度800 ℃條件下，緩冷溫度對基體組織、力學(xué)性能的影響規(guī)律與上述均熱溫度影響機理基本一致。

3.4 最優(yōu)工藝方案確定

基于實驗室連退熱模擬結(jié)果，按照均熱溫度（780～800 ℃）×160 s、緩冷溫度650～700 ℃、以50 ℃/s的冷卻速率快冷至300 ℃保溫5 min 過時效處理后空冷至室溫的退火工藝，可獲得滿足GB/T 20564.12-2019 《汽車用高強度冷連軋鋼板及鋼帶 第12 部分：增強成形性雙相鋼》的CR550/980DH 產(chǎn)品。該方案對工業(yè)開發(fā)高級別DH 鋼具有指導(dǎo)意義。

4 結(jié)論

1）980DH 靜態(tài)CCT 曲線顯示，添加Al 后促進(jìn)中溫轉(zhuǎn)變（即貝氏體相變）發(fā)生，冷卻速率在5～10 ℃/s，只發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷速＞15 ℃/s 后，隨著冷速的提高，貝氏體占比減少、馬氏體含量增加。

2）980DH 試驗鋼基體組織主要為鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體，殘余奧氏體分布于F/F 晶界與F/M 相界面處。

3）均熱溫度（780～800 ℃）×160 s、緩冷溫度650～700 ℃、冷卻速率50 ℃/s 快冷至300 ℃保溫5 min 過時效處理后空冷至室溫，可獲得性能優(yōu)異的CR550/980DH。