楊玉厚，鄺 霜，齊秀美，劉 芳，韓世緒，李永亮

（1.唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司技術(shù)中心，河北 唐山 063016；2.天津醫(yī)科大學(xué)總醫(yī)院，天津 300052）

冷軋復(fù)相鋼的顯微組織主要包含貝氏體、鐵素體及馬氏體[1]。與鐵素體/馬氏體雙相鋼相比，復(fù)相鋼由于添加了相對較多的Nb、Ti等微合金元素，顯微組織細(xì)化程度相對較高，復(fù)相鋼的屈強(qiáng)比也比雙相鋼更高。由于顯微組織的細(xì)化，且在多相組織并存的狀態(tài)下，復(fù)雜的相界面大大降低了界面應(yīng)力集中的程度，使得復(fù)相鋼在變形過程中各相之間具有更優(yōu)異的相界協(xié)調(diào)能力，微裂紋擴(kuò)展的速度受到晶界和相界面的雙重阻礙，因此復(fù)相鋼對裂紋的敏感程度比傳統(tǒng)的鐵素體/馬氏體雙相鋼更低，在宏觀上表現(xiàn)為具有比雙相鋼更好的翻邊和擴(kuò)孔性能，因此在車身減重和高強(qiáng)化領(lǐng)域具有較大的應(yīng)用潛力。

980MPa級別的復(fù)相鋼屬于復(fù)相鋼中強(qiáng)度級別較高的，相同強(qiáng)度級別的雙相鋼的退火溫度多在800°C左右[2-4]，而復(fù)相鋼由于添加了大量的Nb、Ti、Cr、Mo等元素，在退火過程中，受加熱及冷卻條件的影響，復(fù)相鋼的析出、相變行為更加復(fù)雜[1]，因此該鋼種的研發(fā)及穩(wěn)定生產(chǎn)難度較大。本文利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)根據(jù)實(shí)際的連續(xù)鍍鋅工藝路徑研究了主要熱處理參數(shù)對980MPa級復(fù)相鋼顯微組織構(gòu)成和力學(xué)性能的影響，以期為復(fù)相鋼的工業(yè)生產(chǎn)工藝參數(shù)選擇提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與實(shí)驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼材料為取自工業(yè)上生產(chǎn)的冷軋至1.2mm厚的冷硬鋼板，其化學(xué)成分如下表所示。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分

根據(jù)帶鋼在連續(xù)鍍鋅退火爐內(nèi)的加熱狀態(tài)設(shè)計(jì)的熱模擬工藝路徑如圖1所示，分別將帶鋼在740°C～840°C范圍加熱模擬均熱段溫度，并在640°C～720°C的范圍內(nèi)進(jìn)行緩冷段模擬，研究加熱溫度、緩冷溫度對顯微組織和力學(xué)性能的影響。將試樣線切割后進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光，用4%硝酸酒精溶液侵蝕后，用光學(xué)顯微鏡觀察試驗(yàn)鋼的顯微組織。

圖1 試驗(yàn)鋼連續(xù)鍍鋅工藝路線

2 結(jié)果與討論

2.1 加熱溫度的影響

加熱溫度對試驗(yàn)鋼顯微組織及力學(xué)性能影響如圖2所示。加熱溫度越高，貝氏體及馬氏體逐漸增加，鐵素體含量減少。當(dāng)加熱溫度為760°C時(shí)如圖2(a)所示，試驗(yàn)鋼中仍有大量條帶狀鐵素體存在，說明較低溫度下奧氏體化程度較低，冷軋的帶狀纖維組織不能完全消除；當(dāng)提高加熱溫度至840°C，鋼中鐵素體顯著減少，貝氏體及馬氏體含量明顯增加，帶狀纖維全部消失，組織更加細(xì)化和均勻化。在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，鋼的奧氏體化率隨加熱溫度的提高而增加，使得顯微組織得到不斷的細(xì)化和均勻化。

鋼的力學(xué)性能變化如圖2(c)所示，隨溫度的提高鋼的屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比逐漸提高，但抗拉強(qiáng)度維持不變。鐵素體含量的減少，貝氏體及馬氏體強(qiáng)化相的增加，是屈服強(qiáng)度、屈強(qiáng)比隨溫度提高而增加的主要原因。有研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)加熱溫度提高以后，由于Nb、Ti碳化物的粗化不僅導(dǎo)致溶質(zhì)元素脫溶降低固溶強(qiáng)化效果，同時(shí)粗化的第二相粒子會使沉淀強(qiáng)化效應(yīng)逐漸降低[5]。因此，當(dāng)沉淀強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化效應(yīng)減弱和相變強(qiáng)化加強(qiáng)達(dá)到相對平衡時(shí)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度不會發(fā)生顯著變化。

圖2 不同加熱溫度下鋼的顯微組織及力學(xué)性能

圖3 不同緩冷溫度下試驗(yàn)鋼的顯微組織及力學(xué)性能

圖4 試驗(yàn)鋼升溫及降溫過程中膨脹曲線

2.2 緩冷溫度的影響

圖4 為不同緩冷溫度下鋼的顯微組織及力學(xué)性能，可以發(fā)現(xiàn)，緩冷溫度提高后貝氏體及馬氏體組織增多，鐵素體含量下降，力學(xué)性能隨著緩冷溫度的提高而緩慢降低。這主要是因?yàn)榫徖錅囟仍礁?，在相同的加熱溫度下，緩冷溫度區(qū)間的冷卻速率降低，使得鐵素體析出更多，因此鐵素體含量逐漸提高，強(qiáng)度逐漸降低。

2.3 相變行為

利用Gleeble自帶的L-gauge對試驗(yàn)鋼加熱和冷卻過程中的相變-位移曲線進(jìn)行了測繪，結(jié)果如圖4所示。圖4(a)為升溫至900°C過程中的膨脹曲線，可以看出該試驗(yàn)鋼奧氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度(Ac1)為730°C，完全奧氏體化溫度(Ac3)為860°C。圖4(b)和4(c)為不同加熱溫度下試驗(yàn)鋼升溫及降溫過程中相變-位移曲線，當(dāng)加熱溫度為800°C時(shí)，降溫過程中試驗(yàn)鋼在約454°C～460°C恒溫下進(jìn)行貝氏體相變，在約244°C～180°C溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行馬氏體相變；當(dāng)溫度提高至840°C時(shí)，貝氏體相變溫度基本不變，但是試驗(yàn)鋼線膨脹高度增大，說明貝氏體相變量增加，馬氏體相變溫度降低，線膨脹高度減小，說明馬氏體相變量減少。這是因?yàn)殡S著加熱溫度的提高，鋼的奧氏體化率越高，奧氏體中的C濃度卻逐漸下降，C濃度的下降導(dǎo)致過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，這有利于貝氏體的相變，最終貝氏體含量提高，馬氏體含量下降，但由于貝氏體及馬氏體硬相組織整體含量是增加的，因此鋼的強(qiáng)度逐漸升高，屈強(qiáng)比也逐漸提高[6，7]。

3 結(jié)論

本文全面研究了980MPa級復(fù)相鋼連續(xù)鍍鋅過程中主要熱處理參數(shù)對其顯微組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律，并對組織相變過程進(jìn)行了詳細(xì)討論，得出如下主要結(jié)論：

（1）試驗(yàn)鋼貝氏體及馬氏體組織隨加熱溫度的提高而增加，鐵素體含量逐漸減少，組織逐漸細(xì)化和均勻化；鋼的屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比逐漸提高，抗拉強(qiáng)度維持不變。

（2）試驗(yàn)鋼貝氏體及馬氏體組織隨緩冷溫度的提高逐漸減少，鐵素體含量逐漸增加，組織均勻性提高，力學(xué)性能下降。

（3）試驗(yàn)鋼的Ac1溫度約為730°C，Ac3溫度約為860°C，降溫過程中在約465°C～460°C進(jìn)行貝氏體相變，在約244°C～165°C溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行馬氏體相變，且隨著加熱溫度的升高，貝氏體相變量逐漸增大，馬氏體量逐漸減小。