退火溫度對DP590 冷軋雙相鋼相變和組織的影響

李慧遠，戴杰濤，冼玲標，劉雪麗，任建平，高永堅

（1.廣州JFE 鋼板有限公司，廣東 廣州 511462；2.廣州大學機械與電氣工程學院，廣東 廣州 510006）

為追求汽車輕量化，響應節能、減重和環保，生產成本低的先進高強鋼受到越來越多的研究和關注[1-3]。以相變強化為基礎，由硬相的馬氏體和軟相的鐵素體組合的雙相鋼具有高的初始加工硬化速率和優異的延伸率[4-5]。與同等級別屈服強度的傳統鋼相比，此種組織的雙相鋼有著更高的極限抗拉強度，因而雙相鋼廣泛應用于汽車的縱梁、保險杠、懸掛系統等零部件，是汽車鋼板的理想材料[6]。雙相鋼的組織主要由鐵素體和馬氏體組成，強化機制主要體現在馬氏體的相變強化，其中屈服強度主要取決于軟基體組織的鐵素體強度，而抗拉強度主要受兩相的共同影響[7]。控制雙相鋼中馬氏體的體積分數、形態和分布狀況，對雙相鋼的性能具有重要的影響。文章以厚度2.0mm 的DP590 冷軋鋼板為原料，基于現場冷卻工藝，在實驗室進行模擬連續退火試驗，重點研究不同退火溫度下，DP590 冷軋鋼板中馬氏體和鐵素體在給定冷卻工藝下的奧氏體相變和組織形態演變，以期為DP590 MPa 級冷軋雙相鋼的工業生產提供理論指導。

1 實驗材料及方法

試驗用鋼材料為厚度2.0mm 的冷軋鋼板，化學成分如表1 所示。

表1 試驗用鋼的化學成分

在冷軋鋼板上沿軋制方向上切割出適用于Gleeble-3800 熱模擬試驗機的拉伸形試樣。首先在Gleeble-3800熱模擬試驗機上利用熱膨脹儀測定試驗鋼的AC1 和AC3 點。結合現場分段冷卻工藝，試驗鋼的連續退火工藝設定為以2.8℃/s 的加熱速率加熱到不同的退火溫度并保溫40s，退火溫度分別為770℃、800℃和830℃。保溫后，以約13.9℃/s 的冷卻速率快速冷到520℃，再以10℃/s 冷卻到室溫。實驗鋼的連續退火工藝如圖1 所示。為研究試驗鋼在不同退火溫度下的奧氏體化程度，試樣加熱到不同退火溫度保溫40s 后進行淬火處理。

圖1 試驗鋼退火工藝示意圖

連續退火后的熱模擬試樣沿等溫區中間切開，試樣經研磨和拋光后，采用體積分數4%的硝酸酒精溶液浸蝕，并在LEICA DM2500m 金相顯微鏡和NOVA NANOSEM 430 環境掃描電子顯微鏡（SEM）觀察試樣的金相顯微組織。同時采用定量金相軟件測量試驗鋼在不同退火溫度下保溫40s 淬水后的鐵素體向奧氏體轉的體積分數。

2 實驗結果及分析

2.1 退火溫度對奧氏體化程度的影響

試驗鋼加熱到不同退火溫度保溫40s 淬水后的金相組織和冷軋鋼板的金相組織如圖2 所示。通過圖2（a）金相組織可以發現，冷軋組織主要為沿軋制方向拉長的鐵素體和少量的珠光體。少量珠光體沿著軋制方向呈帶狀分布，這種組織的遺傳性會使奧氏體在隨后的連續退火過程中優先在珠光體晶界形核并快速的向珠光體內長大[8]。淬水后的組織均為未奧氏體化的鐵素體和奧氏體相變后的馬氏體組成，如圖2（b）～（d）所示。加熱到兩相區退火溫度后，珠光體消失，沿軋制方向分布的鐵素體因再結晶而等軸化。隨著退火溫度的升高，鐵素體體積分數減少，馬氏體的體積分數逐漸增多。馬氏體的體積分數可以定量表明不同退火溫度下鐵素體向奧氏體轉變的程度。通過定量金相分析，可以分別估算出不同退火溫度下鐵素體向奧氏體轉變的體積分數。其中770℃等溫40s 時相變的體積分數約為24%，800℃等溫40s 約為42%，而退火溫度升高到830℃時，鐵素體向奧氏體發生相變的體積分數快速增加，約為74%。

2.2 退火溫度對奧氏體相變和組織的影響

試驗鋼在加熱過程和冷卻過程中的熱膨脹曲線如圖3 所示。由圖3（a）試驗鋼加熱過程中的熱膨脹曲線可知該試驗鋼的AC3 和AC1 分別為904℃和724℃，即發生奧氏體相變的開始溫度為724℃，完全奧氏體相變溫度為904℃。為獲取雙相組織，退火溫度應介于奧氏體轉變開始溫度和結束溫度之間。圖3（b）～（d）退火溫度分別為770℃、800℃和830℃保溫 40s，在給定冷卻工藝條件下的熱膨脹曲線，可以發現，冷卻過程中試驗鋼均發生了相變，隨著退火溫度的升高，相變開始的溫度和結束溫度會有所提高。其中，在退火溫度為770℃和800℃時，熱膨脹曲線的拐點并不明顯，奧氏體相變的開始和結束溫度相差不大，分別為518℃、494℃和522℃和500℃。當退火溫度升高到830℃時，熱膨脹曲線拐點較為明顯，相變開始溫度提高到646℃。另外，對比不同退火溫度下的奧氏體相變開始溫度，可以發現退火溫度在830℃時，奧氏體發生了先共析鐵素體相變，而退火溫度為770℃和800℃時，奧氏體向鐵素體的相變被抑制。連續退火加熱過程中，鋼中的C 和Mn 等元素將會向奧氏體中轉移，從而提高鐵素體的純凈性和奧氏體的淬透性[9]。奧氏體相變溫度的升高表明奧氏體的穩定性降低。圖2 實驗結果表明，退火溫度為770℃和800℃時，鐵素體向奧氏體相變的體積分別為24%和42%，而退火溫度升到830℃時，奧氏體相變體積分顯著增加，數約為74%。相比較而言，退火溫度為830℃時，單位體積奧氏體中的C 含量相對減少，降低了奧氏體的穩定性，在隨后的冷卻過程中易于發生相變。而退火溫度為770℃和800℃時，試驗鋼中的奧氏體穩定性相對較高，難以發生鐵素體相變。

圖2 試驗鋼不同退火溫度下保溫40s 淬水后的顯微組織和冷軋板材組織

圖3 試驗鋼加熱過程不同退火溫度保溫40s 冷卻過程熱膨脹曲線

試驗鋼在不同退火溫度下連續冷卻后的光學顯微組織如圖4 所示。試驗鋼在不同退火溫度下的組織均為鐵素體和馬氏體，隨著退火溫度的升高，鐵素體晶粒尺寸增大，晶粒更加均勻。雙相鋼中鐵素體的體積分數和鐵素體的晶粒尺寸及晶粒的均勻性是影響材料塑性的主要因素[10]。試驗鋼在掃描電鏡下放大4000 倍的金相照片如圖5 所示。退火溫度為770℃時，鐵素體晶粒尺寸為6.4μm，不規則的島狀馬氏體在鐵素體晶界上雜亂分布。退火溫度為800℃時，鐵素體晶粒尺寸略有增大，約為7.1μm，分布在晶界上的島狀馬氏體粗化，由不連續狀分布向連續分布轉變。當退火溫度為830℃時，塊狀鐵素體晶粒顯著增大，由退火溫度為770℃時的6.4μm增大到9.5μm，在塊狀鐵素體之間出現尺寸約為3μm的等軸鐵素體晶粒。由圖3 實驗結果可知，這些等軸鐵素體為過冷奧氏體在冷卻過程中相變的先共析鐵素體，且島狀的馬氏體在晶界上分布更加均勻。與退火溫度為800℃時的馬氏體數量相比，馬氏體的數量相對減少。由圖4 可知，退火溫度在830℃，奧氏體平均碳含量降低，降低了奧氏體的穩定性，在冷卻過程中奧氏體發生鐵素體相變，降低了奧氏體向馬氏體轉變的數量，且抑制了島狀馬氏體的長大和粗化。在雙相鋼發生形變時，軟相的鐵素體基體會首先產生相對滑動出現屈服，因此在雙相鋼中，屈服強度主要取決于軟基體組織的強度，從而提高鐵素體含量可以改變雙相鋼的屈服強度[11]。

3 結論

（1）試驗鋼的AC3 和AC1 溫度分別為904 ℃和724℃。隨著退火溫度的升高，試驗鋼中奧氏體體積分數增大。在退火溫度為830℃時，奧氏體體積分數顯著增加，由770℃的24%增加到830℃的74%。

（2）連續退火冷卻過程中，退火溫度在770℃和800℃時奧氏體未發生鐵素體相變，而退火溫度為830℃時，奧氏體穩定性降低，發生鐵素體相變。

（3）3 種退火溫度下試驗鋼的組織均為鐵素體和島狀馬氏體。退火溫度由770℃增加到800℃時，馬氏體數量增多，晶界上島狀馬氏體由不連續狀分布向連續分布轉變。當升高到830℃時，塊狀鐵素體尺寸粗化明顯且體積分數增加，島狀馬氏體數量減少。

圖4 試驗鋼不同退火溫度下的光學顯微組織

圖5 試驗鋼不同退火溫度下的SEM 形貌