張家豪，陳連生，高天洋，徐海衛(wèi)，韓 赟，李紅斌，田亞強(qiáng)

(1. 華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210;2. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司 技術(shù)中心，河北 唐山 063200)

隨著汽車保有量的增加，其尾氣排放對(duì)環(huán)境的影響日益加劇。針對(duì)這種情況，學(xué)者提出了汽車輕量化以提升運(yùn)載效率，減少尾氣排放的策略，這就需要汽車用鋼不僅具有較高的韌性更要具有較高的強(qiáng)度[1-3]。而DP鋼通過調(diào)控其內(nèi)部的馬氏體占比，使其具有廣闊的性能調(diào)整空間[4]。因此，在未來(lái)的汽車制備中，雙相鋼的使用可以有效降低汽車車身質(zhì)量[5-6]，有助于汽車輕量化。

雙相鋼性能依賴于組織。因此，通過合理的成分設(shè)計(jì)和熱處理得到合適的組織是獲得優(yōu)質(zhì)雙相鋼行之有效的途徑，其中控制熱處理工藝調(diào)控馬氏體相的數(shù)量、形態(tài)和分布[7]是經(jīng)濟(jì)有效的方案。一般來(lái)講，奧氏體鐵素體相比例取決于退火溫度，奧氏體含量會(huì)影響馬氏體比例，但是過時(shí)效溫度會(huì)影響到馬氏體形態(tài)、比例分解行為，進(jìn)而對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響[8-11]。但是關(guān)于過時(shí)效溫度對(duì)DP鋼，特別是對(duì)DP1180鋼，組織性能的影響鮮有報(bào)道。

因此，有必要研究過時(shí)效溫度對(duì)DP1180鋼的力學(xué)性能影響規(guī)律，為DP1180鋼冷軋后的連續(xù)退火生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)和技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料和方法

本文研究的鋼板為DP1180雙相鋼，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.1189C、2.38Mn、0.22Si、0.005S、0.011P、0.55Cr、0.1Mo、0.024Nb、0.019Ti，余量Fe。試驗(yàn)材料在50 kg真空感應(yīng)爐冶煉澆鑄，將鑄坯鍛造成40 mm×40 mm×160 mm的方坯，利用箱式電阻爐將坯料在1200 ℃下保溫1 h后，利用φ450熱軋機(jī)進(jìn)行軋制，鋼坯開軋溫度為1100 ℃，終軋溫度為890 ℃。經(jīng)過8道次軋制至厚度為3 mm后空冷至室溫，隨后冷軋至1.5 mm。采用DK-7716F線切割機(jī)將冷軋?jiān)嚇忧懈畛?80 mm×20 mm×1.5 mm的試樣。在箱式電阻爐中加熱至790 ℃保溫150 s，以小于5 ℃/s的冷速自然緩冷至660 ℃，之后鹽浴(45%NaNO2+55%KNO2)，鹽浴溫度分別為230、250、270、290、310和330 ℃，并時(shí)效處理(即等溫保溫)600 s，隨后水淬至室溫，工藝路線圖和CCT曲線如圖1所示。

圖1 DP1180鋼的不同過時(shí)效溫度連續(xù)退火工藝路線圖(a)和CCT曲線(b)Fig.1 Continuous annealing process route(a) at different over-aging temperatures and CCT curves(b) of the DP1180 steel

利用線切割切取熱處理后所需試樣(1.5 mm×8 mm×8 mm)，經(jīng)砂紙逐級(jí)研磨及機(jī)械拋光后，使用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕15～20 s，采用JEM-2800F型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察組織。在熱處理后的試樣上取樣，采用D/MAX2500PC-X型X射線衍射儀(XRD)測(cè)定奧氏體含量，具體試驗(yàn)參數(shù)為Cu靶，步寬0.02°，儀器工作電壓及電流分別為40 kV與150 mA，以1°/min的速率對(duì)試樣進(jìn)行掃描。利用UTM3000型萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試不同過時(shí)效溫度試樣的拉伸性能，拉伸試樣平行端長(zhǎng)度為34 mm，標(biāo)距為25 mm，拉伸速度為1 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 過時(shí)效溫度對(duì)組織的影響

圖2 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the DP1180 steel at different over-aging temperatures(a) 230 ℃; (b) 250 ℃; (c) 270 ℃; (d) 290 ℃; (e) 310 ℃; (f) 330 ℃

DP1180鋼經(jīng)不同過時(shí)效溫度處理后組織如圖2所示，主要為鐵素體(F)、馬氏體(M)和貝氏體(B)復(fù)相組織。在230 ℃過時(shí)效處理時(shí)，因溫度較低馬氏體占比較高，主要呈板條狀，鐵素體、貝氏體含量較少(見圖2(a))。隨著過時(shí)效溫度增加，板條馬氏體含量減少，粒狀貝氏體含量增加。在連續(xù)退火過程中，DP1180鋼經(jīng)過雙相區(qū)保溫以及緩冷的過程中是會(huì)有一部分未轉(zhuǎn)變的鐵素體以及新生鐵素體[12]，所以鐵素體含量與過時(shí)效溫度相關(guān)性不大。當(dāng)過時(shí)效溫度高于310 ℃時(shí)，馬氏體進(jìn)一步減少的同時(shí)組織中碳化物析出更加明顯(見圖2(e, f))，課題組前期研究結(jié)果表明[12]，該鋼種的Ms約為400 ℃，冷速為2 ℃/s時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度約為308 ℃，而本文冷卻過程的冷卻速率遠(yuǎn)大于2 ℃/s。這就表明在較高溫度時(shí)效過程中，除了初始階段形成的馬氏體之外，還有貝氏體形成。另一方面，試驗(yàn)鋼的Mn含量為2.38%，非常接近QP鋼的Mn含量。根據(jù)課題組前期研究表明[13]，在均熱過程中，存在Mn元素配分過程，所以，在790 ℃保溫過程中形成的奧氏體中Mn含量要高于2.38%。由此可知，兩相區(qū)奧氏體的實(shí)際貝氏體相變結(jié)束點(diǎn)要略低于成分均勻時(shí)的相變點(diǎn)，這也促進(jìn)了時(shí)效過程中的貝氏體形成。

圖3 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼組織中馬氏體含量Fig.3 Content of martensite in DP1180 steel at different over-aging temperature

為進(jìn)一步分析過時(shí)效溫度對(duì)DP1180鋼組織的影響，利用Image Pro Plus軟件通過統(tǒng)計(jì)不同組織形貌的面積，計(jì)算其中的馬氏體含量，如圖3所示。隨著過時(shí)效溫度由230 ℃增加至330 ℃，DP1180鋼中的板條狀馬氏體含量由85.7%減少至43.2%。當(dāng)過時(shí)效溫度較低(≤270 ℃)時(shí)，板條狀馬氏體含量下降速度較小，在過時(shí)效溫度較高(≥290 ℃)時(shí)，板條狀馬氏體含量下降速度較大，貝氏體含量隨過時(shí)效溫度升高而增加。馬氏體含量取決于過時(shí)效溫度，當(dāng)過時(shí)效溫度較低時(shí)，大部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同時(shí)生成的馬氏體在時(shí)效過程中發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體以及其上分布有細(xì)小碳化物粒子的復(fù)相組織。當(dāng)過時(shí)效溫度較高時(shí)，則處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，除了緩冷過程中生成鐵素體以及時(shí)效初始階段生成貝氏體外，其余奧氏體則在后續(xù)水冷過程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，生成馬氏體；貝氏體等溫轉(zhuǎn)變過程中，由于溫度相對(duì)較高，有碳化物析出。由于溫度相對(duì)較高，C原子擴(kuò)散速度較快，因此形成的碳化物尺度較低溫時(shí)大，所以較低溫時(shí)效時(shí)馬氏體基體上析出的碳化物尺寸粗大，而且也更加明顯。

在時(shí)效過程中，形成的馬氏體是C過飽和固溶體，因此，在時(shí)效過程中，C元素在化學(xué)勢(shì)的作用下向奧氏體中擴(kuò)散或者發(fā)生析出[14]，導(dǎo)致馬氏體分解[13]。但是由于試驗(yàn)鋼中的Si、Al含量較低，因此，難以抑制碳化物析出[15]，導(dǎo)致在時(shí)效過程中碳化物析出，馬氏體發(fā)生分解。這也導(dǎo)致奧氏體并未發(fā)生由于時(shí)效過程中C原子配分所引起的穩(wěn)定性增加[16]，所以不會(huì)促進(jìn)殘留奧氏體的形成。由于時(shí)效過程中并未發(fā)生C元素配分，同時(shí)隨著過時(shí)效溫度升高，C原子擴(kuò)散系數(shù)增加，碳化物析出更加容易。因此，在較高溫度過時(shí)效處理時(shí)，碳化物析出更加明顯。

通過上述分析可知，在790 ℃保溫過程中有一定程度的Mn元素配分發(fā)生，而在時(shí)效過程中，則C原子配分行為可以忽略不計(jì)，但是其是否會(huì)有殘留奧氏體存在，則尚需進(jìn)一步驗(yàn)證，因此，對(duì)試樣進(jìn)行XRD測(cè)試，結(jié)果如圖4所示。圖4中只出現(xiàn)bcc結(jié)構(gòu)的(200)α、(211)α衍射峰，fcc結(jié)構(gòu)的(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射峰并未出現(xiàn)，表示組織中殘留奧氏體含量較少，可以忽略不計(jì)，故本文并未考慮殘留奧氏體。

圖4 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the DP1180 steel at different over-aging temperatures

2.2 過時(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的力學(xué)性能如圖5和表1所示?？梢钥闯?，DP1180鋼的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度隨著過時(shí)效溫度的升高呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)，分別由1275.6和1033.4 MPa(230 ℃)后下降到1123.8和801.0 MPa(330 ℃)，而伸長(zhǎng)率隨著過時(shí)效溫度的增加出現(xiàn)逐漸上升的趨勢(shì)，由9.65%(230 ℃)增加到12.00%(330 ℃)，抗拉強(qiáng)度的變化與圖3中統(tǒng)計(jì)的室溫組織中馬氏體含量變化相一致。這表明，馬氏體含量對(duì)力學(xué)性能具有重要影響，這也為DP1180雙相鋼的力學(xué)性能調(diào)控提供了依據(jù)。對(duì)比不同過時(shí)效溫度對(duì)強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響可知，過時(shí)效溫度為270 ℃時(shí)綜合力學(xué)性能最佳，強(qiáng)塑積為14.29 GPa·%。

表1 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的力學(xué)性能

圖5 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和力學(xué)性能(b)Fig.5 Stress-straon curves(a) and mechanical properties(b) of the DP1180 steel at different over-aging temperatures

由表1及圖5可知，在低溫區(qū)域(230～270 ℃)，力學(xué)性能變化不大。只是圖2(a～c)中馬氏體形態(tài)略有差別，分解所形成的板條狀馬氏體減少[14]，但是變化并不明顯，這種組織構(gòu)成與力學(xué)性能變化趨勢(shì)相一致。在高溫區(qū)域(290～330 ℃)，由于有明顯的貝氏體出現(xiàn)，同時(shí)碳化物析出尺寸較大，這就導(dǎo)致固溶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化效果變差，強(qiáng)度下降。隨著過時(shí)效溫度升高，貝氏體含量增加，碳化物析出加劇，強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)(見圖5(b))。根據(jù)VDA 239—100:2016《CR330Y590T-DP鋼板及鋼帶》中技術(shù)要求(抗拉強(qiáng)度≥1180 MPa，伸長(zhǎng)率≥7%)，結(jié)合力學(xué)性能隨過時(shí)效溫度變化關(guān)系，可知在兩相區(qū)退火溫度為790 ℃，過時(shí)效溫度在230～306.8 ℃范圍內(nèi)，DP1180鋼的力學(xué)性能可以滿足性能要求。

圖7 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the DP1180 steel at different over-aging temperatures(a) 230 ℃; (b) 250 ℃; (c) 270 ℃; (d) 290 ℃; (e) 310 ℃; (f) 330 ℃

圖6為DP1180鋼不同過時(shí)效溫度下的加工硬化率曲線，從圖6可以看出，曲線明顯分為3個(gè)階段。在第一階段，隨著變形程度的增加，不同過時(shí)效溫度試樣的加工硬化率均快速降低，這個(gè)階段持續(xù)時(shí)間較短，由于DP1180鋼在拉力作用下發(fā)生彈性變形后為塑性變形初始階段，位錯(cuò)密度較低，滑移位錯(cuò)之間的相互作用較弱所致[17]，這就導(dǎo)致加工硬化持續(xù)下降。在第二階段，隨著變形程度的增加，位錯(cuò)密度增加，阻礙位錯(cuò)滑移；同時(shí)位錯(cuò)增殖的同時(shí)也發(fā)生湮滅，此時(shí)位錯(cuò)密度達(dá)到一個(gè)相對(duì)平衡的狀態(tài)，其宏觀表現(xiàn)為加工硬化率曲線沒有明顯變化，曲線呈現(xiàn)平臺(tái)狀。而第三階段試樣開始發(fā)生頸縮現(xiàn)象，沒有加工硬化的行為，加工硬化率開始出現(xiàn)負(fù)數(shù)。不同過時(shí)效溫度試樣在變形前期的加工硬化率并無(wú)明顯區(qū)別。在真應(yīng)變大于4%之后，在230 ℃和250 ℃過時(shí)效處理試樣的加工硬化率急劇下降，表明其塑性較差。其它溫度條件下的加工硬化率下降相對(duì)緩慢，均勻變形階段較長(zhǎng)，均勻伸長(zhǎng)率較大，這表明在高溫時(shí)效條件下獲得的顯微組織具有較強(qiáng)的位錯(cuò)容納能力。

圖6 不同過時(shí)效溫度下DP1180鋼的加工硬化率曲線Fig.6 Work-hardening rate curves of the DP1180 steel at different over-aging temperatures

不同溫度過時(shí)效處理后DP1180鋼的拉伸斷口形貌如圖7所示，具有典型的混合型斷裂特征[18-19]。在230 ℃過時(shí)效處理時(shí)，斷口形貌以細(xì)小韌窩為主，深度較小，韌窩周圍呈脆性斷裂特征。在250 ℃時(shí)效處理時(shí)，韌窩較230 ℃時(shí)尺寸增大，同樣在大韌窩附近有細(xì)小韌窩存在，深度較270 ℃時(shí)減小。隨時(shí)效溫度進(jìn)一步升高，韌窩尺度及深度有所增加，大多為等軸狀韌窩。在330 ℃過時(shí)效處理時(shí)出現(xiàn)了較大韌窩，在大韌窩周圍同樣存在較多等軸狀的小韌窩，這表明在裂紋擴(kuò)展過程中，阻力較大，較過時(shí)效溫度為230 ℃的路徑更加曲折。對(duì)比不同過時(shí)效溫度的斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，斷口上都存在解理斷裂面特征區(qū)域，這表明由于馬氏體、貝氏體的存在，在裂紋擴(kuò)展過程中，存在局部的脆性斷裂行為。

3 結(jié)論

1) 當(dāng)過時(shí)效溫度較低時(shí)，DP1180鋼的組織以馬氏體為主，碳化物析出不明顯。當(dāng)過時(shí)效溫度較高時(shí)，有貝氏體出現(xiàn)，顯微組織中碳化物析出明顯。

2) 隨著過時(shí)效溫度不斷升高，抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率提高。在拉伸變形前期，不同過時(shí)效溫度試樣的加工硬化率區(qū)別不大。在應(yīng)變大于4%之后，過時(shí)效為230 ℃和250 ℃試樣的加工硬化率急劇下降，塑性較差。過時(shí)效溫度≥270 ℃試樣的加工硬化率降低相對(duì)緩慢，均勻變形階段較長(zhǎng)，均勻伸長(zhǎng)率較大。

3) 在兩相區(qū)退火溫度為790 ℃時(shí)，過時(shí)效溫度在230～306.8 ℃范圍內(nèi)，DP1180鋼的力學(xué)性能可以滿足性能要求；過時(shí)效溫度為270 ℃時(shí)，綜合力學(xué)性能最佳，強(qiáng)塑積為14.29 GPa·%。