DP1180汽車用雙相鋼連續冷卻轉變過程中的相變規律

薛 峰, 孫 巖, 邢承亮, 孫曉冉, 趙 楠, 趙秀娟

(1.河鋼集團鋼研總院, 石家莊 052160； 2.河北工業職業技術學院, 石家莊 050000)

隨著汽車工業的發展，汽車鋼也經歷了不同的發展時期，第一代汽車鋼顯微組織以鐵素體、貝氏體和馬氏體為主，強塑積為10～15 GPa·%;第二代汽車鋼顯微組織以高合金元素強化相為主，強塑積為50～60 GPa·%;第三代汽車鋼以復雜結構的多相復合組織為主，強塑積為20～40 GPa·%。DP1180為第三代先進汽車鋼，其顯微組織為鐵素體+馬氏體，具有非常高的抗拉強度，綜合力學性能和碰撞可靠性高，對汽車輕量化發展起到非常重要的作用，因此在汽車結構件、承重件中被廣泛應用[1-3]。

DP1180高強鋼通過加入鈮、釩、鈦等微合金元素，生成第二相粒子，起到析出強化的作用，可顯著提高材料的強度。實際生產中，要求抗拉強度超過1 180 MPa，因此對DP1180鋼的冷卻工藝提出了很高的要求，需要精確地控制冷卻速率，使顯微組織中產生一定量的馬氏體。連續冷卻轉變曲線能夠系統地反映出不同冷卻速率下相轉變溫度的變化趨勢和組織轉變規律，對實際生產中獲得高性能的DP1180鋼具有指導意義[4-5]。目前，DP1180鋼的發展趨勢是降低微合金元素的含量，通過改變冷卻工藝，精確控制組織轉變，從而逐漸降低DP1180鋼的生產成本，提高力學性能，因此，研究DP1180鋼連續冷卻轉變規律具有重要意義[6-7]。目前，對DP1180鋼連續冷卻轉變規律方面的研究不多，缺少該方面的文獻。為研究DP1180汽車用雙相鋼的相變特性，筆者觀察了不同冷卻速率下DP1180鋼的顯微組織并測試了其硬度，繪制出了該鋼的連續冷卻轉變曲線，并分析了該鋼連續冷卻過程中的相變規律，以期為研究DP1180鋼的控軋控冷工藝提供一定的參考依據。

1 試驗材料及試驗方法

1.1 試驗材料

試驗選用國內某鋼廠生產的DP1180鋼，其主要化學成分中碳元素含量為0.13%(質量分數，下同)，硅元素含量為0.25%，錳元素含量為2.47%，釩元素含量為0.02%，鈦元素含量為0.03%。根據YB/T 5127-2018《鋼的臨界點測定 膨脹法》的技術要求在同一批熱軋板上采用線切割的方法截取直徑為4 mm，長度為10 mm的標準實心試樣。

1.2 試驗方法

將試樣以0.05 ℃·s-1的加熱速率升溫至1 000 ℃并保溫10 min，然后以10 ℃·s-1的冷卻速率冷卻至室溫，利用切線法確定加熱時的相變臨界點AC1，AC3。采用DIL805L型淬火相變膨脹儀，根據YB/T 5128-2018《鋼的連續冷卻轉變曲線圖的測定 膨脹法》的技術要求測試試樣的連續冷卻轉變(CCT)曲線，先將試樣以10 ℃·s-1的加熱速率升溫至900 ℃，保溫5 min，隨后采用 0.5，1，3，5，10，25，40，100 ℃·s-1的冷卻速率將試樣冷卻至室溫。

將不同冷卻速率下得到的試樣沿中部截斷，取橫截面試樣，試樣經鑲嵌、磨拋、浸蝕后，使用Axio Imager M2m型光學顯微鏡觀察其顯微組織，并使用T2500型顯微硬度計測試各試樣的維氏硬度。根據連續冷卻轉變規律確定不同冷卻速率下相轉變的開始點和結束點，然后結合顯微組織和硬度結果在溫度-時間坐標系中繪制該鋼的靜態CCT 曲線。

2 結果及分析

2.1 相變臨界點的確定

以0.05 ℃·s-1的加熱速率將試樣加熱至1 000 ℃，利用切線法確定DP1180汽車鋼的相變臨界點Ac1為709 ℃，Ac3為873 ℃，如圖1所示。

圖1 DP1180汽車鋼的溫度-膨脹量曲線Fig.1 Temperature-expansion curve of DP1180 automobile steel

2.2 金相檢驗和硬度測試

圖2為不同冷卻速率下DP1180汽車鋼試樣的顯微組織，可見冷卻速率為0.5 ℃·s-1時，DP1180鋼試樣的顯微組織為鐵素體+貝氏體，由于鐵素體相變溫度高，貝氏體形成溫度低，多邊形鐵素體先形核長大，微合金元素向母相遷移，形成帶狀明顯的鐵素體+貝氏體組織。當冷卻速率達到1 ℃·s-1時，試樣顯微組織中出現馬氏體，該溫度下的馬氏體呈島狀分布于貝氏體晶粒間。當冷卻速率從1 ℃·s-1逐漸增加到10 ℃·s-1時，試樣中鐵素體含量不斷減少，馬氏體與貝氏體的含量不斷增加，馬氏體呈板條狀。當冷卻速率大于10 ℃·s-1時，獲得的室溫組織為馬氏體+貝氏體，且隨著冷卻速率的增加，馬氏體含量不斷增加，馬氏體板條的寬度不斷增大，當冷卻速率達到40 ℃·s-1時，試樣顯微組織中的貝氏體基本消失，以板條馬氏體為主。當冷卻速率為100 ℃·s-1時，顯微組織為板條馬氏體。

對不同冷卻速率下的DP1180鋼試樣進行顯微硬度測試，結果如圖3所示，可見試樣顯微硬度隨冷卻速率的增大顯著提高，判斷出現這種現象的原因是隨著冷卻速率增大，顯微組織中軟相鐵素體不斷減少，硬相馬氏體、貝氏體的含量不斷增加，導致硬度增大。冷卻速率大于25 ℃·s-1時，試樣顯微組織中貝氏體含量很少，大部分為馬氏體，因此，隨冷卻速率的增大硬度變化不再明顯。

圖3 不同冷卻速率下DP1180鋼試樣的顯微硬度測試結果Fig.3 Microhardness test results of DP1180 steelsamples at different cooling rates

2.3 連續冷卻轉變曲線

根據試樣在不同冷卻速率下的相變曲線、顯微組織及顯微硬度繪制出該DP1180鋼的連續冷卻轉變曲線[8-10]，如圖4所示。可見在高溫轉變區，主要發生奧氏體-鐵素體轉變，轉變溫度為670～580 ℃；在中溫轉變區，主要發生貝氏體轉變，轉變溫度為570～400 ℃；在低溫轉變區，主要發生馬氏體轉變，轉變溫度為380～200 ℃。

圖4 DP1180鋼的連續冷卻轉變曲線Fig.4 Continuous cooling transformation curve of DP1180 steel

DP1180鋼中加入的釩、鈦微合金元素，其作為強碳化物形成元素，在鋼中與碳結合，溫度較低時，易以碳化物形式析出，起到提高強度的作用；微合金元素在提高材料強度的同時，也擴大了馬氏體相變區，提高了馬氏體轉變溫度，冷卻速率大于1 ℃·s-1時，即有馬氏體產生。馬氏體的存在對提高材料的硬度具有顯著效果，但會降低材料的塑性，通常會導致DP1180高強汽車鋼板的強韌積小于15 GPa·%。

3 結論

(1) DP1180雙相鋼的連續冷卻轉變曲線分為鐵素體轉變區、貝氏體轉變區和馬氏體轉變區。

(2) 對于汽車用DP1180鋼，在冷卻速率小于1 ℃·s-1時，顯微組織為鐵素體+貝氏體；當冷卻速率大于1 ℃·s-1時，顯微組織中出現馬氏體；冷卻速率達到10 ℃·s-1時，鐵素體消失；當冷卻速率大于40 ℃·s-1時，顯微組織中的貝氏體逐漸消失，以馬氏體為主。

(3) 在不同冷卻速率范圍內硬度上升的幅度不同，當冷卻速率為0.5～25 ℃·s-1時，硬度為253～450 HV10，該階段硬度曲線最陡；當冷卻速率大于25 ℃·s-1時，硬度變化不明顯。