摘要：對Fe-C-Mn-Si系雙相（dual-phase，DP）鋼通過Nb的微合金化以及設計后續(xù)連續(xù)退火熱處理工藝，制備出抗拉強度達1 500 MPa級Nb微合金化的Fe-C-Mn-Si-Nb系DP鋼。利用掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡、萬能拉伸試驗機等設備系統(tǒng)研究了不同退火溫度以及Nb微合金化對Fe-C-Mn-Si系DP鋼微觀組織及力學性能的影響。實驗結果表明，Nb的微合金化使奧氏體、鐵素體和馬氏體晶粒細化。在800～850℃退火溫度范圍內，隨著退火溫度的升高，試樣的屈服強度逐漸增加，抗拉強度先增加后減少，含Nb鋼850℃退火，240℃過時效后的抗拉強度和伸長率分別為1 537.6 MPa和15.27%。經850℃退火后，含Nb鋼的抗拉強度和伸長率相較無Nb鋼的分別提升41.1 MPa和2.4%。

關鍵詞：1500雙相鋼；退火溫度；微觀組織；力學性能

中圖分類號：TG 166.2文獻標志碼：A

Study on microstructure and mechanical properties of 1500 dual-phase steel

MA Kuai，LI Wei，MA Fengcang，ZHANG Ke

（School of Materials and Chemistry，University of Shanghai for Science and Technology，Shanghai 200093，China）

Abstract：The 1 500 MPa grade tensile strength Fe-C-Mn-Si dual-phase（DP）steel was prepared by Nb microalloying and subsequent continuous annealing treatment process.The effects of annealing temperature and Nb microalloying on the microstructure and mechanical properties of Fe-C-Mn-Si DP steel were systematically studied by means of scanning electron microscope，transmission electron microscope and universal tensile tester.The results show that Nb microalloying refines austenite grains，ferrite and martensite.In the annealing temperature range of 800-850℃，with the increase of annealing temperature，the yield strength of the sample increases gradually，both the tensile strength and the elongation decrease firstly and then increase.The tensile strength and elongation of Nb microalloyed steel by annealing at 850℃and overaging at 240℃are 1 537.6 MPa and 15.27%，respectively.Afterannealing at 850℃，both the tensile strength and elongation of Nb microalloyed steel increase by 41.1 MPa and 2.4%compared with non-Nb microalloyedsteel，respectively.

Keywords：1500 dual-phase steel;annealingtemperature;microstructure;mechanical property

隨著汽車產業(yè)的迅速發(fā)展，汽車高安全性的要求逐漸受到人們的重視。先進高強度鋼（advanced high strength steel，AHSS）作為提高車體安全性的最佳材料，應用逐年增加[1-2]。與傳統(tǒng)的碳素鋼和低合金高強度鋼（high strength low alloy，HSLA）相比，AHSS具有高強度和較好的塑性，特別是加工硬化指數高，有利于提高沖撞過程中的能量吸收[3]。如在車身B柱和防撞梁等典型的車身安全結構件上，采用各種AHSS來提高零部件的抗碰撞性能[4]。其中，雙相（dual-phase，DP）鋼作為第一代先進高強度鋼，因其低屈強比、高抗拉強度以及良好的延展性等特點受到廣泛研究[5-6]。一般抗拉強度在1 000 MPa以下的DP鋼組織中鐵素體為基體相[7-9]；抗拉強度超過1 000 MPa時，DP鋼組織中馬氏體為基體相[10-12]。

近年來，研究人員通過調整成分及熱處理工藝等來改善DP鋼的組織結構進而提高性能[13]，而DP鋼組織結構的調整主要通過調整鐵素體和馬氏體的比例來提高強度。研究發(fā)現[14]，提高DP鋼的退火溫度進行完全奧氏體化，使組織中馬氏體含量增加，有利于提高強度；同時，提高退火溫度，可以使顯微組織更加均勻，改善鋼板的成形性能[15]。Wang等[16]通過調整退火溫度來改善馬氏體形態(tài)和體積分數，在馬氏體板條內部形成雙晶界，導致抗拉強度和硬度提高，沖擊韌性降低。Soliman等[17]對DP600鋼在740～840℃進行退火處理，隨著退火溫度的提高，馬氏體體積分數增加，強度線性增加，而延展性表現出非線性下降。甄維靜等[18]研究DP1180鋼的退火工藝，發(fā)現低溫退火時，馬氏體含量增加并不明顯，屈服強度降低；高溫退火時，島狀組織發(fā)生明顯粗化，M/A（馬氏體/奧氏體）島由馬氏體轉變?yōu)樨愂象w，鋼的強度降低。加入微合金化元素，如Cr、V、Nb[19-21]等，可以提高DP鋼力學性能。但是，關于研究微合金化后DP鋼退火工藝與組織演變、力學性能相關的文獻較少，尤其是強度超過1 500 MPa的DP1500研究有待完善。

本文通過Nb的微合金化及后續(xù)的連續(xù)退火工藝，制備出抗拉強度1 500 MPa、伸長率15%的DP鋼，研究不同退火溫度對1 500 MPa級DP鋼組織及力學性能的影響，為該鋼種的連續(xù)退火工藝參數提供理論基礎。

1實驗材料與方法

1.1實驗材料

實驗所用鋼板為實驗室冶煉DP1500鋼，冷軋后為1.2mm。兩種試驗鋼分別命名為DP00鋼（Nb質量分數0%）和DP03鋼（Nb質量分數0.030%）。試驗鋼的化學成分見表1。

1.2相變點測定

采用熱模擬機（美國，Gleeble 3500-GTC）對DP1500鋼進行溫度轉變點的測定，為后續(xù)熱處理工藝參數的選定提供參考依據。選擇奧氏體化溫度為950℃，升溫速率10℃/min，保溫10 min，降溫速率20℃/min。隨后根據模擬機采集的信號做出實驗鋼的熱膨脹曲線，根據切線法以及微分曲線分析得出實驗鋼的Ac1、Ac3、Ms、Mf等，詳細的值列于表2。

1.3連續(xù)退火處理

本實驗針對兩種不同Nb質量分數的DP鋼，結合熱膨脹儀測定的臨界點溫度及DP鋼連續(xù)退火工藝研究成果來制定工藝參數，最終確定連續(xù)退火過程中的兩相區(qū)溫度為800、825、850℃，保溫80 s；過時效溫度為240℃，保溫280 s。熱處理工藝在連續(xù)退火模擬試驗機上進行，圖1為DP鋼的連續(xù)退火熱處理工藝。

1.4顯微組織分析

金相試樣經鑲嵌、打磨拋光后，采用體積分數為4.0%的硝酸酒精溶液進行刻蝕，刻蝕時間為10 s。利用Leica公司的DMI8A倒置光學顯微鏡（optical microscope，OM）觀察宏觀形貌，采用FEI QUANTA450掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）進行微觀結構表征，采用TenaiG2F20型透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）對樣品進行組織形貌分析。

1.5力學性能測試

利用UTM4304材料拉伸試驗機（深圳三思縱橫科技股份有限公司）進行拉伸試驗，拉伸速度為0.5 mm/min，通過10 mm引伸計記錄應變，計算試樣經不同工藝處理后的抗拉強度和伸長率。

2實驗結果

2.1微觀組織表征

圖2為DP00鋼和DP03鋼經不同溫度退火后的OM圖。由圖2（a）可知，DP00鋼經800℃退火后，馬氏體在多邊形鐵素體的晶界上呈島狀。由圖2（a）、（c）、（e）可知，隨著退火溫度的升高，馬氏體由島狀轉變?yōu)閴K狀，晶粒尺寸也隨之增加；退火溫度升高至850℃時，馬氏體以塊狀的形式分布在鐵素體晶界處。對比圖2（a）、（b）得知，微量Nb的添加會使鐵素體晶粒細小彌散的分布在馬氏體周圍。

圖3為DP00鋼和DP03鋼經800、825、850℃退火，240℃過時效后的SEM圖，其中黃色實線部分為局部放大圖。由圖3（a）可知，DP00鋼經800℃退火后的組織由多邊形鐵素體、少量的淬火馬氏體和大量的回火馬氏體組成，其中黃色虛線區(qū)域為原奧氏體晶粒，晶粒內部存在緩冷過程中生成的先共析鐵素體和淬火生成的馬氏體。退火溫度較低時，兩相區(qū)內生成的奧氏體含量較少，因此在隨后的快速冷卻過程中生成的淬火馬氏體含量相對較少。由圖3（a）、（c）、（e）可知，隨退火溫度的升高，淬火馬氏體含量減少，塊狀的回火馬氏體含量增加，并發(fā)生明顯粗化現象。圖3（b）為DP03鋼經800℃退火后的微觀結構，由少量的鐵素體、淬火馬氏體和回火馬氏體組成。由圖3（b）、（d）、（f）可知，隨退火溫度的升高，鐵素體含量減少，馬氏體含量增加，且晶粒尺寸逐漸增大。這是由于加熱過程中會發(fā)生鐵素體回復和再結晶、珠光體溶解及奧氏體在鐵素體晶界周圍的形核及長大。隨退火溫度的升高，兩相區(qū)內生成的奧氏體體積分數增加，但奧氏體內的碳含量下降，導致試驗鋼的Ms點升高，在隨后的快速冷卻過程中生成較多的回火馬氏體。此時未轉變的奧氏體含量較少，在第二階段的冷卻過程中生成較少的淬火馬氏體。對比圖3（a）、（b）可知，Nb與C形成的碳化物難溶入奧氏體中，阻礙奧氏體晶界的移動和奧氏體晶粒的長大，起到細化晶粒的作用，從而提高試驗鋼的強度[22]。

2.2拉伸曲線及力學性能

圖4和圖5為兩種試驗鋼經不同溫度退火后的工程應力?應變曲線及力學性能，具體的值列于表3。退火時間相同時，隨著退火溫度的升高，兩種試驗鋼的屈服強度逐漸增加，DP00鋼的抗拉強度先迅速增加后緩慢增加，而DP03鋼的抗拉強度先增加后略微減少，退火溫度由825℃升高至850℃時，DP00鋼的抗拉強度略微增加，這可能是由于DP00鋼在850℃退火時生成的奧氏體含量未達到峰值，導致抗拉強度持續(xù)增加。試驗鋼的伸長率均保持10%以上，這是由于Si抑制滲碳體的形成，導致碳在奧氏體中富集，改善了馬氏體的形貌及分布，從而使試驗鋼具有較高的抗拉強度和良好的伸長率。

DP00鋼在800℃退火時的抗拉強度為1 383.2 MPa，隨退火溫度的升高，抗拉強度先迅速增加后緩慢增加，在850℃時達到最大值1 496.5 MPa。這是因為在較高溫度退火時，生成的奧氏體含量較多，導致快速冷卻后生成的馬氏體含量也較多，故抗拉強度增加。伸長率隨退火溫度的升高先減少后增加，850℃退火時，試驗鋼的伸長率最大為14.91%。這是因為DP00鋼組織中的鐵素體含量雖略有下降，但組織均勻性得到提高，且在過時效階段淬火馬氏體發(fā)生回火，因此850℃退火時，伸長率升高至14.64%。隨退火溫度的升高，DP03鋼的抗拉強度先增加后減少，825℃退火時抗拉強度最大為1 563.6 MPa。退火溫度升高至850℃時，抗拉強度減少。這是由于退火溫度較高時奧氏體體積分數增加，奧氏體內的碳含量減少導致Ms點升高，快速冷卻后生成較多的馬氏體在過時效階段進行回火，導致其強度降低。隨退火溫度的升高，DP03鋼的伸長率增加，850℃時伸長率最大為15.27%。

由表3的力學性能數據可知，經不同溫度退火后DP03鋼的抗拉強度和伸長率均高于DP00鋼，表明合金中加入微量Nb可以改善DP鋼的抗拉強度和伸長率。這是由于Nb不僅可以細化奧氏體晶粒，還能提高鐵素體的析出強化，產生高延性的細晶鐵素體，進一步提高試驗鋼的綜合力學性能。

3討論

DP鋼的組織中馬氏體含量越多，其抗拉強度、屈服強度越大，但伸長率小；鐵素體含量越多時，其塑性越大，但強度小。因此，需要合適的調整組織中鐵素體和馬氏體的比例，從而提高試驗鋼的綜合力學性能。隨退火溫度的升高，試驗鋼的馬氏體含量增加，鐵素體含量減少。經850℃退火，快速冷卻至240℃后，奧氏體已基本轉變?yōu)轳R氏體，此時組織除少量的鐵素體，基本為回火馬氏體，抗拉強度和伸長率較大。試驗鋼的抗拉強度隨退火溫度的升高先增加后減小，這是由于組織中回火馬氏體含量增多導致位錯強化減弱，抵消了馬氏體含量增加帶來的強化作用。屈服強度與組織中的鐵素體含量有關。試驗鋼的組織中鐵素體為軟韌相，馬氏體為硬脆相，在承受外力的作用時，屈服首先發(fā)生鐵素體中，導致鐵素體內產生大量的自由位錯[23]，鐵素體含量不斷減少，屈服強度不斷提高。經850℃退火后，試驗鋼的組織中鐵素體含量最少，可動位錯較少，變形時不易發(fā)生屈服，因此其屈服強度最高。DP00鋼經850℃退火后的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為939.9 MPa、1 496.5 MPa和14.91%，強塑積22.31 GPa·%；DP03鋼經850℃退火后的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為972.2MPa、1 537.6 MPa和15.27%，強塑積23.48 GPa·%。

圖6為DP00鋼和DP03鋼經850℃退火后的TEM圖。圖6（a）、（c）分別為DP00鋼和DP03鋼的微觀結構，組織為鐵素體（ferrite，F）、馬氏體（martensite，M）及殘余奧氏體（austeniteresiduum，A），黃色虛線區(qū)域為原奧氏體晶粒。圖6（b）、（d）中的M與A之間的取向關系由選取電子衍射（selectedarea electron diffraction，SAED）圖確定為：[011]A（ˉ）//[11 1]M（ˉ）;[01 1]A（ˉ）//[111]M（ˉ）;[01 1]A（ˉ）//[100]M。本研究加入強碳化物形成元素Nb，通過析出進一步提高試驗鋼的強度。圖6（e）、（f）為DP03鋼經850℃退火后碳化物的明場像和暗場像，可以觀察到大量細小的球狀碳化物分散在馬氏體中，球狀碳化物由圖6（f）中插入的選區(qū)電子衍射識別為NbC。圖6（g）、（h）為馬氏體回火過程中析出的ε-碳化物的明場像和暗場像。在過時效過程中馬氏體發(fā)生回火分解，多余的碳便以碳化物的形式從馬氏體中析出并形成ε-碳化物。由圖6（a）、（c）可知，ε-碳化物會有效限制可動位錯的移動，提高試驗鋼的屈服強度。DP00鋼和DP03鋼的微觀組織中均含有少量的殘余奧氏體，殘余奧氏體在應力作用下發(fā)生相變誘導塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效應，形成硬相馬氏體，提高鋼的抗拉強度，這是導致試驗鋼具有高強度和良好伸長率的原因之一。DP03鋼的組織中除了殘余奧氏體外，還存在NbC和ε-碳化物，這些彌散析出的碳化物進一步提高試驗鋼的強度[24]。

4結論

（1）800℃退火時，兩種試驗鋼的顯微組織均為多邊形鐵素體和馬氏體。隨著退火溫度的升高，回火馬氏體含量增多，無Nb鋼組織中的馬氏體板條明顯粗化，而含Nb鋼組織中的馬氏體板條粗化不明顯。

（2）800～850℃退火溫度范圍內，隨著退火溫度的升高，試驗鋼的抗拉強度先增加后減少，伸長率先減少后增加。無Nb鋼850℃退火，240℃過時效后的抗拉強度和伸長率分別為1 496.5 MPa和14.91%。含Nb鋼850℃退火，240℃過時效后的抗拉強度和伸長率分別為1 537.6 MPa和15.27%。

（3）與無Nb鋼相比，Nb的細晶強化、NbC的沉淀強化、ε-碳化物的析出強化及殘余奧氏體的TRIP效應共同提高含Nb鋼的綜合力學性能。

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（編輯：何代華）