楊燦，校振華，馮啟生，羅志輝

高強汽車雙相鋼的連續(xù)退火與組織性能研究

楊燦1，校振華1，馮啟生2,3，羅志輝3

（1.河南農(nóng)業(yè)職業(yè)學院，鄭州 451450；2.河南科技大學，河南 洛陽 471000； 3.洛陽中重鑄鍛有限責任公司，河南 洛陽 471000）

提升高強DP980雙相鋼的力學性能，優(yōu)化連續(xù)退火工藝。對高強汽車雙相鋼進行了連續(xù)退火處理，研究了連續(xù)退火均熱溫度、均熱時間、過時效溫度對冷軋雙相鋼顯微組織、物相組織和力學性能的影響。對于不同退火均熱溫度處理的雙相鋼，其組織均為鐵素體（F）+馬氏體（M），隨著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，殘余奧氏體體積分數(shù)逐漸減小，抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時，雙相鋼的抗拉強度和屈服強度達到最大值。隨著均熱時間從0.5 min延長至5 min，雙相鋼的晶粒尺寸逐漸增大，殘余奧氏體體積分數(shù)先減后增，抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率先減后增，在均熱時間為1.5 min時，抗拉強度和屈服強度達到最大值。隨著過時效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中的馬氏體體積分數(shù)逐漸減小，當過時效溫度為395 ℃時，出現(xiàn)了貝氏體，奧氏體體積分數(shù)先增后減，抗拉強度、屈服強度逐漸減小，斷后伸長率逐漸增大。冷軋DP980雙相鋼適宜的連續(xù)退火工藝如下：均熱溫度為815 ℃、均熱時間為3 min、過時效溫度為295 ℃。此時雙相鋼具有較好的強塑性。

DP980雙相鋼；連續(xù)退火；工藝參數(shù)；組織；性能

雙相鋼是主要由鐵素體和馬氏體組成的低合金高強度鋼，由于具有強度高、塑性好、初始硬化率高、成形性能良好等特點，在現(xiàn)代汽車制造中有廣泛的應用[1]。目前，雙相鋼在基礎理論研究和最終成品質量方面仍達不到實際應用標準[2]，需要進一步在鋼種優(yōu)化（調整化學成分、添加微合金化元素等）、加工技術改進（加工和熱處理工藝優(yōu)化、表面改性技術開發(fā)）和創(chuàng)新設計（引入納米晶、界面控制）等方面加強研究[3]，以降低生產(chǎn)成本、提高生產(chǎn)效率和綜合性能。在汽車用雙相鋼生產(chǎn)過程中，冷軋后的雙相鋼往往需要進行連續(xù)退火或者淬火-回火熱處理，以穩(wěn)定組織、改善最終成品性能[4]。目前大部分的研究工作主要集中在DP490、DP590和DP780等強度級別的雙相鋼及其淬火-回火熱處理上[5-7]，有關強度級別更高的DP980雙相鋼的軋后連續(xù)退火及工藝參數(shù)對組織與力學性能影響的報道較少，其具體影響機制及作用機理尚不清楚[8-9]。因此，本文以更高強度級別的汽車用DP980雙相鋼為研究對象，考察了連續(xù)退火均熱溫度、均熱時間、過時效溫度對冷軋雙相鋼顯微組織和力學性能的影響，以期為高強汽車雙相鋼的連續(xù)退火工藝優(yōu)化及力學性能提升提供參考。

1 試驗

1.1 材料

以本鋼集團生產(chǎn)的汽車用冷軋DP980雙相鋼為原料，采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測試雙相鋼的化學成分，結果如表1所示。雙相鋼組織為鐵素體（F）+馬氏體（M）雙相組織，馬氏體的體積分數(shù)為49%。雙相鋼的粗軋溫度為1 240 ℃，精軋溫度為925 ℃，卷曲溫度為620 ℃，熱軋厚度和冷軋厚度分別為4 mm和1.8 mm，冷軋壓下率為60%。

表1 試驗用鋼的化學成分

Tab.1 Chemical composition of test steel wt.%

1.2 連續(xù)退火工藝

采用連續(xù)退火工藝對冷軋DP980雙相鋼進行熱處理，工藝流程如圖1所示，可知，連續(xù)退火工藝主要包括6個階段，這里主要研究Ⅱ-均熱（均熱溫度、均熱時間）和Ⅴ-過時效（過時效溫度、過時效時間）階段對雙相鋼組織與性能的影響。采用DIL805A熱膨脹儀測得冷軋雙相鋼的奧氏體轉變開始溫度c1=688 ℃、奧氏體轉變結束溫度c3=817 ℃和馬氏體開始轉變溫度s=384 ℃[10]。因此，設定連續(xù)退火均熱溫度為715～865 ℃（其中715 ℃和865 ℃分別介于奧氏體-鐵素體兩相區(qū)和奧氏體單相區(qū)）、均熱時間為0.5～5 min、時效溫度為245～395 ℃（s兩側）、過時效時間為1～8 min。

I-heating; Ⅱ-soaking; Ⅲ-slow cooling to 705 ℃; Ⅳ-water cooling; Ⅴ-over aging; Ⅵ-air cooling

1.3 測試方法

采用線切割方法加工塊狀（10 mm×5 mm）金相試樣，經(jīng)過不同型號砂紙逐級打磨（120#～1500#）、W2.5金剛石研磨膏拋光、4%（體積分數(shù)）硝酸酒精溶液腐蝕后，在奧林巴斯GX 51型光學顯微鏡和日本電子IT 500型掃描電子顯微鏡上觀察顯微組織，對每種工藝下的顯微組織拍攝15張照片，采用Image-Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計顯微組織中黑色部分并計算馬氏體體積分數(shù)；采用布魯克D8 ADVANCE型X射線衍射儀進行物相分析，并用Jade 6.0軟件計算殘余奧氏體含量[11-12]。根據(jù)GB/T 228—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行室溫拉伸性能測試，拉伸速率為2 mm/min，每組試樣加工3根（寬度= 20 mm、標距0=80 mm），并取平均值作為測試結果。

2 結果與分析

2.1 連續(xù)退火均熱溫度

當均熱時間為3 min、過時效溫度為295 ℃、過時效保溫時間為5 min時，不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的顯微組織如圖2所示。對比分析可知，經(jīng)過不同退火均熱溫度處理后，雙相鋼組織為亮白色鐵素體+黑灰色馬氏體，晶粒尺寸較為細小，為2～6 μm，但是由于均熱溫度不同，雙相鋼中馬氏體形態(tài)和馬氏體含量存在較大差異。在較低的均熱溫度（715 ℃）下，雙相鋼中的馬氏體以島狀形態(tài)分布在鐵素體晶界處；在較高的均熱溫度（865 ℃）下，雙相鋼中的馬氏體主要以片狀形態(tài)分布。當均熱溫度為715、765、815、865 ℃時，雙相鋼中馬氏體體積分數(shù)分別為61.2%、67.3%、68.1%和64.5%，可見，雙相鋼中馬氏體體積分數(shù)隨著均熱溫度的升高而先增后減，在均熱溫度為815 ℃時取得最大值。

采用掃描電子顯微鏡對不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的顯微形貌進行觀察，結果如圖3所示。在高倍掃描電鏡下，可清晰看見馬氏體形態(tài)，當均熱溫度為715 ℃時，雙相鋼中的馬氏體呈表面浮凸的孤立島狀。隨著均熱溫度逐漸升高至865 ℃，雙相鋼中馬氏體逐漸演變?yōu)槠瑺睿铝u狀形態(tài)馬氏體基本消失。

不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖4所示?？梢?，在不同均熱溫度下，雙相鋼都主要含α相和少量γ相，這主要是因為雙相鋼中的F和M都為bcc結構，在XRD譜圖中呈現(xiàn)相同衍射峰。利用Jade 6.0軟件計算不同均熱溫度下雙相鋼中的殘余奧氏體含量，當均熱溫度為715、765、815、865 ℃時，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)分別為5.63%、4.97%、3.42%和0.2%，可見，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)會隨著均熱溫度的升高而減小。

不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能測試結果如表2所示?？梢钥吹?，隨著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時，雙相鋼的抗拉強度和屈服強度達到最大值。此外，除均熱溫度715 ℃外，在其余均熱溫度下，雙相鋼的拉伸性能都符合標準（屈服強度為650～ 900 MPa，抗拉強度≥980 MPa[13]）。在連續(xù)退火均熱處理過程中，均熱溫度越高，在一定溫度（715～815 ℃）下，均熱冷卻過程中形成的馬氏體越多，因此，雙相鋼的屈服強度和抗拉強度越高；但是如果均熱溫度超過c3，馬氏體體積分數(shù)有所減小[14]，屈服強度和抗拉強度減小。此外，殘余奧氏體體積分數(shù)會隨著均熱溫度的升高而降低，斷后伸長率會減??；馬氏體逐漸從浮凸島狀轉變?yōu)槠瑺?，而均勻分布的片狀馬氏體會比島狀馬氏體更有利于提升雙相鋼的拉伸性能[15-16]。

圖4 不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的XRD譜圖

表2 不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.2 Room temperature tensile properties of dual phase steel at different continuous annealing soaking temperature

2.2 均熱時間

當均熱溫度為845 ℃、過時效溫度為295 ℃、過時效保溫時間為5 min時，不同均熱時間下雙相鋼的顯微組織如圖5所示。對比分析可知，當均熱時間為0.5～5 min時，雙相鋼的顯微組織相似，都由F+M組成，組織較為細小，且隨著均熱時間的延長，晶粒尺寸逐漸增大，在均熱時間為3 min時，馬氏體有明顯粗化。

不同均熱時間下雙相鋼的掃描電鏡顯微形貌如圖6所示?？梢?，不同均熱時間下，雙相鋼中馬氏體都呈浮凸的島狀形態(tài)，晶粒尺寸隨著均熱時間的延長而增大，在均熱時間為5 min時，晶粒尺寸明顯大于其他均熱時間下的晶粒尺寸。

不同連續(xù)退火均熱時間下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖7所示?？梢?，不同均熱時間下，雙相鋼仍然由α相和γ相組成。利用Jade 6.0軟件計算不同均熱時間下雙相鋼中殘余奧氏體含量，當均熱時間為0.5、1.5、3、5 min時，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)分別為7.63%、4.82%、7.51%和8.36%，可見，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)會隨著均熱時間的延長而先減后增，這主要與雙相鋼中碳配分和錳配分有關[17-18]。

圖5 不同均熱時間下雙相鋼的顯微組織

圖6 不同均熱時間下雙相鋼的SEM形貌

圖7 不同均熱時間下雙相鋼的XRD譜圖

不同均熱時間下雙相鋼的室溫拉伸性能如表3所示。隨著均熱時間從0.5 min延長至5 min，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率先減后增，在均熱時間為1.5 min時，抗拉強度和屈服強度達到最大值。這主要是因為在不同均熱時間下，雙相鋼的組織都由鐵素體、馬氏體和少量殘余奧氏體組成，在均熱時間為1.5 min時，殘余奧氏體（與馬氏體相比，殘余奧氏體的硬度更低、韌性和塑性更高[19-20]）體積分數(shù)最小，馬氏體和晶粒組織都較為細小，而在均熱時間為3 min及以上時，雙相鋼中馬氏體和晶粒會明顯粗化，因此，在均熱時間為1.5 min時強度較高而斷后伸長率較小。

表3 不同均熱時間下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.3 Room temperature tensile properties of dual phase steel for different soaking time

2.3 過時效溫度

當均熱溫度為845 ℃、均熱時間為3 min、過時效保溫時間為5 min時，不同過時效溫度下雙相鋼的顯微組織如圖8所示。可以看到，當過時效溫度為245 ℃時，在雙相鋼中有針片狀馬氏體和亮白色鐵素體組織；隨著過時效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中的馬氏體體積分數(shù)減小，形態(tài)有逐漸朝島狀轉變的趨勢，且在過時效溫度為395 ℃時出現(xiàn)了貝氏體。

不同過時效溫度下雙相鋼的掃描電鏡顯微形貌如圖9所示。可見，在較低的過時效溫度（245 ℃）下，雙相鋼的組織為針片狀M+多邊形F。隨著過時效溫度的升高，針片狀M逐漸轉變?yōu)閸u狀M，且組織中出現(xiàn)了貝氏體（B）。

圖8 不同過時效溫度下雙相鋼的顯微組織

圖9 不同過時效溫度下雙相鋼的SEM形貌

不同過時效溫度下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖10所示。在不同過時效溫度下，雙相鋼都由α和γ相組成。利用Jade 6.0軟件計算不同過時效溫度下雙相鋼中殘余奧氏體含量，當過時效溫度為245、295、345、395 ℃時，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)分別為8.47%、8.51%、10.96%和1.12%?？梢姡S著過時效溫度的升高，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)先增后減，在過時效溫度為345 ℃時殘余奧氏體含量最多，此時雙相鋼具有較高的韌塑性，這主要是因為過時效溫度的升高會使碳元素的擴散能力增強，殘余奧氏體含量增加[21]。而當過時效溫度為395 ℃時，殘余奧氏體的體積分數(shù)急劇減小至1.12%，這主要是因為此時的溫度高于馬氏體開始轉變溫度（s），組織中出現(xiàn)了貝氏體，殘余奧氏體體積分數(shù)相對減小[22]。

不同過時效溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能如表4所示。隨著過時效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度逐漸減小，斷后伸長率逐漸增大。這主要是因為在雙相鋼過時效處理過程中，馬氏體會發(fā)生回火[23-24]，且過時效溫度越高，馬氏體回火越充分，固溶在馬氏體中的碳析出得越多[25]，相應地強度會降低而塑性升高。此外，當過時效溫度為395 ℃時，軟相殘余奧氏體體積分數(shù)較小，此時雙相鋼的斷后伸長率與過時效溫度345 ℃時的相當。

圖10 不同過時效溫度下雙相鋼的XRD譜圖

表4 不同過時效溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.4 Room temperature tensile properties of dual phase steel at different overaging temperature

3 結論

1）對于不同退火均熱溫度處理的雙相鋼，其組織均為亮白色鐵素體+黑灰色馬氏體，晶粒尺寸較為細小，為2～6 μm；當均熱溫度為715、765、815和865 ℃時，雙相鋼中馬氏體的體積分數(shù)分別為61.2%、67.3%、68.1%和64.5%，殘余奧氏體的體積分數(shù)分別為5.63%、4.97%、3.42%和0.2%。隨著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時，雙相鋼的抗拉強度和屈服強度達到最大值。

2）當均熱時間為0.5～5 min時，雙相鋼均由F+M組成，且隨著均熱時間的延長，晶粒尺寸逐漸增大，在均熱時間為3 min時，馬氏體發(fā)生明顯粗化。當均熱時間為0.5、1.5、3、5 min時，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)分別為7.63%、4.82%、7.51%和8.36%；隨著均熱時間從0.5 min延長至5 min，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度先增后減，斷后伸長率先減后增，在均熱時間為1.5 min時抗拉強度和屈服強度達到最大值。

3）隨著過時效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中馬氏體體積分數(shù)減小，形態(tài)逐漸轉變?yōu)閸u狀，且在過時效溫度為395 ℃時出現(xiàn)了貝氏體。當過時效溫度為245、295、345、395 ℃時，雙相鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)分別為8.47%、8.51%、10.96%和1.12%。隨著過時效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼的抗拉強度、屈服強度逐漸減小，斷后伸長率逐漸增大。在過時效溫度為295 ℃時，雙相鋼具有較好的強塑性。

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Continuous Annealing and Microstructure and Properties of High Strength Automotive Dual Phase Steel

YANG Can1, XIAO Zhen-hua1, FENG Qi-sheng2,3, LUO Zhi-hui3

(1. Henan Vocational College of Agriculture, Zhengzhou 451450, China; 2. Henan University of Science and Technology, Henan Luoyang 471000, China; 3. Luoyang Zhongzhong Casting and Forging Co., Ltd., Henan Luoyang 471000, China)

The work aims to improve the mechanical properties of high strength DP980 dual phase steel and optimize the continuous annealing process.Continuous annealing treatment was conducted on high strength automotive dual phase steel, and the effects of soaking temperature, soaking time, and overaging temperature of continuous annealing on the microstructure, phase composition, and mechanical properties of cold rolled dual phase steel were studied. The microstructure of dual phase steel treated at different soaking temperature was divided into ferrite (F) and martensite (M). With the soaking temperature rising from 715 ℃ to 865 ℃, the volume fraction of residual austenite gradually decreased, the tensile strength and yield strength firstly increased and then decreased, the elongation gradually decreased and the maximum tensile strength and yield strength of dual phase steel were obtained at the soaking temperature of 815 ℃. As the soaking time increased from 0.5 min to 5 min, the grain size of the dual phase steel gradually increased, the volume fraction of residual austenite firstly decreased and then increased, the tensile strength and yield strength firstly increased and then decreased, the elongation firstly decreased and then increased, and the maximum tensile strength and yield strength were obtained when the soaking time was 1.5 min. With the overaging temperature rising from 245 ℃ to 395 ℃, the volume fraction of martensite in dual phase steel gradually decreased, and bainite appeared when the overaging temperature was 395 ℃. Otherwise, the volume fraction of austenite firstly increased and then decreased, the tensile strength and yield strength gradually decreased, and the elongation gradually increased. The suitable continuous annealing process for cold-rolled DP980 dual phase steel is: soaking temperature of 815 ℃, soaking time of 3 min, and overaging temperature of 295 ℃, which can make the dual phase steel have good strength plasticity.

DP980 dual phase steel; continuous annealing; process parameters; microstructure; property

10.3969/j.issn.1674-6457.2023.10.020

TG156.2；TG142.1

A

1674-6457(2023)10-0168-09

2023-06-14

2023-06-14

河南省科技攻關項目（192102310244）

Science and Technology Research Project of Henan Province(192102310244)

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YANG Can, XIAO Zhen-hua, FENG Qi-sheng, et al.Continuous Annealing and Microstructure and Properties of High Strength Automotive Dual Phase Steel[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2023, 15(10): 168-176.

責任編輯：蔣紅晨