退火工藝對(duì)新型DH鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響

王保磊 王俊峰 王 華 何燕霖 李 麟

(1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444； 2.寶山鋼鐵股份有限公司 中央研究院，上海 201900)

汽車行業(yè)的快速發(fā)展要求汽車用鋼具有更高的力學(xué)性能，這也帶動(dòng)了近年來超高強(qiáng)鋼的快速發(fā)展[1]，尤其是以Q & P鋼和中錳鋼為代表的第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼[2- 4]。汽車零部件形狀復(fù)雜，所以用于制作汽車零件的具有高延展性的先進(jìn)高強(qiáng)鋼得到了快速發(fā)展[5]。發(fā)展最成熟的第一代和第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼分別是DP鋼[6]和Q & P鋼[7]。DP鋼應(yīng)用最為廣泛，但其成形性能較差，難以用于制作形狀復(fù)雜的零件。Q & P鋼性能優(yōu)異，但高硅高錳的成分設(shè)計(jì)不利于焊接性能和表面鍍鋅[8]，不宜用于制作要熱鍍鋅的產(chǎn)品和焊接件。

DH鋼(dual phase steels with improved formability)[9]是近幾年開發(fā)的成形性能好的新型雙相鋼，2016年德國(guó)汽車工業(yè)協(xié)會(huì)的冷成形鋼板標(biāo)準(zhǔn)中首次提及此鋼。與傳統(tǒng)DP鋼相比，新型DH鋼含有一定量的殘留奧氏體，具有良好的成形性能，在汽車行業(yè)得了廣泛研究和應(yīng)用[10- 13]。目前，雖有研究報(bào)道不同退火工藝對(duì)DH鋼組織和性能的影響，但由于相組成復(fù)雜，對(duì)于退火工藝的影響機(jī)制、不同工藝退火的鋼的微觀組織演變等，文獻(xiàn)中沒有更多的報(bào)道。

本文對(duì)DH鋼冷軋板進(jìn)行了不同工藝的連續(xù)退火，研究了退火工藝對(duì)DH鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期為制備高性能DH鋼提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料和方法

研究用DH鋼冷軋板的化學(xué)成分如表1所示。沿軋制方向切取尺寸為150 mm×20 mm×1.5 mm的試塊，對(duì)其進(jìn)行模擬連續(xù)退火處理，退火工藝如圖1所示。首先將試塊加熱至兩相區(qū)某一溫度，保溫時(shí)間為90 s，保溫后以4 ℃/s的速率冷卻至670 ℃，然后以CR1(25 ℃/s)速率冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)440 ℃等溫，最后以CR2(25 ℃/s)速率冷卻至室溫。主要研究?jī)上鄥^(qū)退火溫度和在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的持續(xù)時(shí)間對(duì)DH鋼組織和性能的影響：當(dāng)兩相區(qū)退火溫度為780～840 ℃時(shí)，其余參數(shù)不變，在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間為40 s；當(dāng)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間為40～150 s時(shí)，其余參數(shù)不變，兩相區(qū)退火溫度為810 ℃。

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

圖1 連續(xù)退火工藝Fig.1 Continuous annealing process

在鋼板上垂直于軋制方向取樣制備金相試樣，經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用TESCAN MIRA3型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡 (scanning electron microscope, SEM)進(jìn)行金相檢驗(yàn)；采用體積分?jǐn)?shù)為7%的HClO4酒精溶液將直徑3 mm、厚度50 μm的圓片電解拋光至穿孔，采用JEM- 2100F型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)進(jìn)行形態(tài)和相組成表征；室溫下采用SmartLab X射線衍射儀(X- ray diffractometer, XRD)測(cè)量鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)，采用Co靶(波長(zhǎng)λ為1.79×10-10m)，掃描角度為40°～130°。根據(jù)α相和γ相的積分強(qiáng)度計(jì)算殘留奧氏體含量，如式(1)[14]所示。通過拉伸試驗(yàn)獲得連續(xù)退火后鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。

Vγ=1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ)

(1)

式中：Vγ為殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iα、Iγ分別為α、γ相衍射峰的積分強(qiáng)度。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 退火溫度對(duì)組織和性能的影響

圖2為不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜?？梢钥闯?，退火溫度升高并沒有改變鋼的相組成，鋼的顯微組織由α相和γ相組成，不同溫度退火的鋼均含有(111)γ、(110)α、(200)γ、(200)α、(220)γ、(211)α、(311)γ、(220)α衍射峰。不同溫度退火的鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ如表2所示?？梢娡嘶饻囟葟?80 ℃升高到810 ℃，Vγ從5.37%增加至7.94%，隨著退火溫度進(jìn)一步升高到830 ℃，Vγ降低至7.26%。

圖2 不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the DH steel annealed at different temperatures

表2 不同溫度退火的DH鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Table 2 Volume fraction of retained austenite in the DH steel annealed at different temperatures

圖3為不同溫度退火的DH鋼的顯微組織，均較細(xì)小，但相的含量、形態(tài)和分布有差異，深灰色相為鐵素體(F)，灰白色相為馬氏體(M)，無碳化物析出。此外還有殘留奧氏體(RA)和貝氏體(B)。

如圖3(a)所示，780 ℃退火的鋼中鐵素體形狀不規(guī)則，島狀馬氏體沿鐵素體晶界分布，其原因主要是退火溫度較低導(dǎo)致軋制變形特征未完全被消除[15]。鐵素體中有少量亮白色殘留奧氏體，無貝氏體。隨著退火溫度升高至810 ℃，鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%。如圖3(b)所示，帶狀組織消失，鐵素體呈等軸狀，馬氏體為板塊狀和條狀，其尺寸略微增大。

圖3(c)為810 ℃退火的鋼的SEM組織，可見原奧氏體晶界有白色殘留奧氏體。這是由于碳在γ相中的固溶度比在α相中大得多，所以退火時(shí)碳會(huì)向γ相富集。而且碳在γ相中擴(kuò)散較慢，退火時(shí)間短(90 s)，所以經(jīng)過α/γ相界后碳難以在γ相中充分?jǐn)U散，導(dǎo)致原奧氏體邊緣形成富碳區(qū)，Ms點(diǎn)降低，易保留至室溫[16]。此外，鋼中形成了少量貝氏體。圖3(d)顯示，830 ℃退火的鋼中馬氏體含量增加、尺寸增大，Vγ略微減少至7.26%。這是由于退火溫度升高使原奧氏體含量增加，奧氏體碳濃度降低，穩(wěn)定性下降，難以保留至室溫[17]。

圖3 在780(a)、810(b,c)和830 ℃(d)退火的DH鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of the DH steel annealed at 780(a), 810(b,c) and 830 ℃(d)

圖4為810 ℃退火的DH鋼的TEM組織。圖4(a)中可見少量貝氏體，呈板條狀，部分板條邊界較模糊。圖4(b)表明鐵素體中有明顯的位錯(cuò)，這與馬氏體形成及退火時(shí)C、Mn等元素的擴(kuò)散有關(guān)。如圖4(c)所示，鐵素體間有塊狀殘留奧氏體，這種殘留奧氏體很不穩(wěn)定[18]，變形時(shí)易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，有利于改善鋼的延展性。

圖4 810 ℃退火的DH鋼的TEM組織Fig.4 TEM microstructures of the DH steel annealed at 810 ℃

圖5及表3為不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能?？梢婋S著退火溫度的升高，鋼的屈服強(qiáng)度總體上升高，從790 ℃退火鋼的581 MPa提高至830 ℃退火鋼的719 MPa。鋼中鐵素體含量減少，可動(dòng)位錯(cuò)難以在鐵素體內(nèi)滑移，變形時(shí)不易發(fā)生屈服，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度升高。隨著退火溫度的升高，鋼的抗拉強(qiáng)度先降低后升高。780 ℃退火的鋼的抗拉強(qiáng)度最高，為1 211 MPa，由于退火溫度較低，鋼中碳元素?cái)U(kuò)散較慢，組織成分不均勻，室溫下馬氏體和鐵素體的硬度差異較大，所以強(qiáng)度提高[19]。

圖5 不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

表3 不同溫度退火的DH鋼的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

隨著退火溫度的升高，鋼的斷后伸長(zhǎng)率先增大后減小，這主要與組織中各相含量有關(guān)。780 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率為12.3%，810 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率最高，為16%。斷后伸長(zhǎng)率顯著提高的原因主要是鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%，變形時(shí)殘留奧氏體能產(chǎn)生更顯著的TRIP效應(yīng)，雖然鋼中鐵素體含量有所減少，但TRIP效應(yīng)的作用更大。830 ℃退火的鋼斷后伸長(zhǎng)率顯著下降至10%，Vγ變化不大，但原奧氏體含量增加，室溫下馬氏體較多，導(dǎo)致斷后伸長(zhǎng)率降低。

2.2 貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)持續(xù)時(shí)間對(duì)組織和性能的影響

圖6為在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的XRD圖譜。表4為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)?？梢婋S著持續(xù)時(shí)間的增加，鋼中Vγ顯著增加。這是由于在440 ℃等溫時(shí)，組織中過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，由于碳在貝氏體中溶解度有限，碳從貝氏體擴(kuò)散到奧氏體中，使奧氏體富碳[20]，有利于其保留至室溫。而貝氏體相變提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，因此隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的延長(zhǎng)，室溫下Vγ增加。

圖6 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the DH steel held at 440 ℃ for different times

表4 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Table 4 Volume fraction of retained austenite in the DH steel held at 440 ℃ for different times

圖7為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的顯微組織，包含鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和貝氏體?？梢钥闯觯S著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的延長(zhǎng)，各相含量及其分布均發(fā)生了顯著變化，其中馬氏體形貌的差異顯著，且含量減少、尺寸減小。其原因是在440 ℃持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng)，導(dǎo)致較多的過冷奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。

圖7 在440 ℃持續(xù)40(a)、90(b)和150 s(c)的DH鋼的顯微組織Fig.7 Microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 40 (a), 90 (b) and 150 s(c)

圖7(a)中部分馬氏體形態(tài)表明，原奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)發(fā)生了轉(zhuǎn)變，但組織中貝氏體不明顯，可見在440 ℃持續(xù)時(shí)間較短奧氏體轉(zhuǎn)變不充分。隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間增加至90 s，如圖7(b)所示，貝氏體比較明顯，少量原奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，貝氏體中碳的擴(kuò)散使奧氏體穩(wěn)定性提高，所以冷卻后馬氏體含量減少，Vγ增加，從持續(xù)40 s的7.94%提高至10.21%。在440 ℃持續(xù)150 s的鋼中Vγ增加至12.50%。

對(duì)在440 ℃持續(xù)150 s的鋼進(jìn)行TEM觀察和表征，結(jié)果如圖8所示。經(jīng)標(biāo)定，鋼中殘留奧氏體大多呈細(xì)小顆粒狀，較穩(wěn)定，變形時(shí)難以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，抑制了鋼在外加載荷下產(chǎn)生的TRIP效應(yīng)，從而顯著影響鋼的力學(xué)性能。

圖8 在440 ℃持續(xù)150 s的DH鋼的TEM組織Fig.8 TEM microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 150 s

圖9及表5為在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能?？梢?，隨著持續(xù)時(shí)間的增加，鋼的抗拉強(qiáng)度先降低后逐漸穩(wěn)定，屈服強(qiáng)度總體下降，這主要是鋼中馬氏體含量減少、Vγ增加所致。鋼的斷后伸長(zhǎng)率隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間的增加先增大后減小，持續(xù)90 s的鋼的斷后伸長(zhǎng)率最大，為17.9%。鋼中Vγ從7.94%增加至10.21%，導(dǎo)致鋼變形時(shí)產(chǎn)生更顯著的TRIP效應(yīng)，有利于塑性的改善，鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到最大值17.9 GPa·%。隨著在440 ℃持續(xù)時(shí)間增加至120、150 s，鋼的斷后伸長(zhǎng)率分別降低至16.3%和13.5%。在440 ℃持續(xù)150 s的鋼，雖然Vγ有所提高，但殘留奧氏體多呈細(xì)小顆粒狀，較穩(wěn)定，鋼變形時(shí)難以發(fā)生馬氏體相變，TRIP效應(yīng)減弱。

圖9 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

表5 在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的DH鋼的力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

3 結(jié)論

(1)新型DH鋼的顯微組織主要由不規(guī)則的鐵素體、島狀馬氏體和殘留奧氏體組成，在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間的鋼中有少量貝氏體，無明顯碳化物，但各相的含量、分布及形態(tài)有顯著差異。

(2)隨著退火溫度的升高，DH鋼的抗拉強(qiáng)度先下降后升高；斷后伸長(zhǎng)率先升高后降低，810 ℃退火的鋼達(dá)到最大值16%，抗拉強(qiáng)度為1 109 MPa，強(qiáng)塑積約為17.7 GPa·%。

(3)810 ℃退火的DH鋼在440 ℃持續(xù)不同時(shí)間對(duì)殘留奧氏體的影響顯著，隨著持續(xù)時(shí)間的增加，鋼中殘留奧氏體含量增加，抗拉強(qiáng)度略有下降，斷后伸長(zhǎng)率先升高后降低；在440 ℃持續(xù)90 s的鋼綜合力學(xué)性能最優(yōu)，抗拉強(qiáng)度為1 001 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為17.9%，強(qiáng)塑積約為17.9 GPa·%。