退火工藝對新型DH鋼顯微組織和力學性能的影響

王保磊 王俊峰 王 華 何燕霖 李 麟

(1.上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444； 2.寶山鋼鐵股份有限公司 中央研究院，上海 201900)

汽車行業的快速發展要求汽車用鋼具有更高的力學性能，這也帶動了近年來超高強鋼的快速發展[1]，尤其是以Q & P鋼和中錳鋼為代表的第三代先進高強鋼[2- 4]。汽車零部件形狀復雜，所以用于制作汽車零件的具有高延展性的先進高強鋼得到了快速發展[5]。發展最成熟的第一代和第三代先進高強鋼分別是DP鋼[6]和Q & P鋼[7]。DP鋼應用最為廣泛，但其成形性能較差，難以用于制作形狀復雜的零件。Q & P鋼性能優異，但高硅高錳的成分設計不利于焊接性能和表面鍍鋅[8]，不宜用于制作要熱鍍鋅的產品和焊接件。

DH鋼(dual phase steels with improved formability)[9]是近幾年開發的成形性能好的新型雙相鋼，2016年德國汽車工業協會的冷成形鋼板標準中首次提及此鋼。與傳統DP鋼相比，新型DH鋼含有一定量的殘留奧氏體，具有良好的成形性能，在汽車行業得了廣泛研究和應用[10- 13]。目前，雖有研究報道不同退火工藝對DH鋼組織和性能的影響，但由于相組成復雜，對于退火工藝的影響機制、不同工藝退火的鋼的微觀組織演變等，文獻中沒有更多的報道。

本文對DH鋼冷軋板進行了不同工藝的連續退火，研究了退火工藝對DH鋼顯微組織和力學性能的影響，以期為制備高性能DH鋼提供理論依據和技術支持。

1 試驗材料和方法

研究用DH鋼冷軋板的化學成分如表1所示。沿軋制方向切取尺寸為150 mm×20 mm×1.5 mm的試塊，對其進行模擬連續退火處理，退火工藝如圖1所示。首先將試塊加熱至兩相區某一溫度，保溫時間為90 s，保溫后以4 ℃/s的速率冷卻至670 ℃，然后以CR1(25 ℃/s)速率冷卻至貝氏體轉變區440 ℃等溫，最后以CR2(25 ℃/s)速率冷卻至室溫。主要研究兩相區退火溫度和在貝氏體轉變區的持續時間對DH鋼組織和性能的影響：當兩相區退火溫度為780～840 ℃時，其余參數不變，在貝氏體轉變區持續時間為40 s；當貝氏體轉變區持續時間為40～150 s時，其余參數不變，兩相區退火溫度為810 ℃。

表1 試驗用DH鋼的化學成分(質量分數) Table 1 Chemical composition of the investigated DH steel (mass fraction) %

圖1 連續退火工藝Fig.1 Continuous annealing process

在鋼板上垂直于軋制方向取樣制備金相試樣，經體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用TESCAN MIRA3型場發射掃描電子顯微鏡 (scanning electron microscope, SEM)進行金相檢驗；采用體積分數為7%的HClO4酒精溶液將直徑3 mm、厚度50 μm的圓片電解拋光至穿孔，采用JEM- 2100F型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)進行形態和相組成表征；室溫下采用SmartLab X射線衍射儀(X- ray diffractometer, XRD)測量鋼中殘留奧氏體體積分數，采用Co靶(波長λ為1.79×10-10m)，掃描角度為40°～130°。根據α相和γ相的積分強度計算殘留奧氏體含量，如式(1)[14]所示。通過拉伸試驗獲得連續退火后鋼的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率。

Vγ=1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ)

(1)

式中：Vγ為殘留奧氏體體積分數；Iα、Iγ分別為α、γ相衍射峰的積分強度。

2 試驗結果及討論

2.1 退火溫度對組織和性能的影響

圖2為不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜。可以看出，退火溫度升高并沒有改變鋼的相組成，鋼的顯微組織由α相和γ相組成，不同溫度退火的鋼均含有(111)γ、(110)α、(200)γ、(200)α、(220)γ、(211)α、(311)γ、(220)α衍射峰。不同溫度退火的鋼的殘留奧氏體體積分數Vγ如表2所示。可見退火溫度從780 ℃升高到810 ℃，Vγ從5.37%增加至7.94%，隨著退火溫度進一步升高到830 ℃，Vγ降低至7.26%。

圖2 不同溫度退火的DH鋼的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the DH steel annealed at different temperatures

表2 不同溫度退火的DH鋼的殘留奧氏體體積分數Table 2 Volume fraction of retained austenite in the DH steel annealed at different temperatures

圖3為不同溫度退火的DH鋼的顯微組織，均較細小，但相的含量、形態和分布有差異，深灰色相為鐵素體(F)，灰白色相為馬氏體(M)，無碳化物析出。此外還有殘留奧氏體(RA)和貝氏體(B)。

如圖3(a)所示，780 ℃退火的鋼中鐵素體形狀不規則，島狀馬氏體沿鐵素體晶界分布，其原因主要是退火溫度較低導致軋制變形特征未完全被消除[15]。鐵素體中有少量亮白色殘留奧氏體，無貝氏體。隨著退火溫度升高至810 ℃，鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%。如圖3(b)所示，帶狀組織消失，鐵素體呈等軸狀，馬氏體為板塊狀和條狀，其尺寸略微增大。

圖3(c)為810 ℃退火的鋼的SEM組織，可見原奧氏體晶界有白色殘留奧氏體。這是由于碳在γ相中的固溶度比在α相中大得多，所以退火時碳會向γ相富集。而且碳在γ相中擴散較慢，退火時間短(90 s)，所以經過α/γ相界后碳難以在γ相中充分擴散，導致原奧氏體邊緣形成富碳區，Ms點降低，易保留至室溫[16]。此外，鋼中形成了少量貝氏體。圖3(d)顯示，830 ℃退火的鋼中馬氏體含量增加、尺寸增大，Vγ略微減少至7.26%。這是由于退火溫度升高使原奧氏體含量增加，奧氏體碳濃度降低，穩定性下降，難以保留至室溫[17]。

圖3 在780(a)、810(b,c)和830 ℃(d)退火的DH鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of the DH steel annealed at 780(a), 810(b,c) and 830 ℃(d)

圖4為810 ℃退火的DH鋼的TEM組織。圖4(a)中可見少量貝氏體，呈板條狀，部分板條邊界較模糊。圖4(b)表明鐵素體中有明顯的位錯，這與馬氏體形成及退火時C、Mn等元素的擴散有關。如圖4(c)所示，鐵素體間有塊狀殘留奧氏體，這種殘留奧氏體很不穩定[18]，變形時易轉變為馬氏體，產生TRIP效應，有利于改善鋼的延展性。

圖4 810 ℃退火的DH鋼的TEM組織Fig.4 TEM microstructures of the DH steel annealed at 810 ℃

圖5及表3為不同溫度退火的DH鋼的力學性能。可見隨著退火溫度的升高，鋼的屈服強度總體上升高，從790 ℃退火鋼的581 MPa提高至830 ℃退火鋼的719 MPa。鋼中鐵素體含量減少，可動位錯難以在鐵素體內滑移，變形時不易發生屈服，導致屈服強度升高。隨著退火溫度的升高，鋼的抗拉強度先降低后升高。780 ℃退火的鋼的抗拉強度最高，為1 211 MPa，由于退火溫度較低，鋼中碳元素擴散較慢，組織成分不均勻，室溫下馬氏體和鐵素體的硬度差異較大，所以強度提高[19]。

圖5 不同溫度退火的DH鋼的力學性能Fig.5 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

表3 不同溫度退火的DH鋼的力學性能Table 3 Mechanical properties of the DH steel annealed at different temperatures

隨著退火溫度的升高，鋼的斷后伸長率先增大后減小，這主要與組織中各相含量有關。780 ℃退火的鋼斷后伸長率為12.3%，810 ℃退火的鋼斷后伸長率最高，為16%。斷后伸長率顯著提高的原因主要是鋼中Vγ從5.37%增加至7.94%，變形時殘留奧氏體能產生更顯著的TRIP效應，雖然鋼中鐵素體含量有所減少，但TRIP效應的作用更大。830 ℃退火的鋼斷后伸長率顯著下降至10%，Vγ變化不大，但原奧氏體含量增加，室溫下馬氏體較多，導致斷后伸長率降低。

2.2 貝氏體轉變區持續時間對組織和性能的影響

圖6為在貝氏體轉變區440 ℃持續不同時間的DH鋼的XRD圖譜。表4為在440 ℃持續不同時間的鋼中殘留奧氏體體積分數。可見隨著持續時間的增加，鋼中Vγ顯著增加。這是由于在440 ℃等溫時，組織中過冷奧氏體轉變為貝氏體，由于碳在貝氏體中溶解度有限，碳從貝氏體擴散到奧氏體中，使奧氏體富碳[20]，有利于其保留至室溫。而貝氏體相變提高了過冷奧氏體的穩定性，因此隨著在440 ℃持續時間的延長，室溫下Vγ增加。

圖6 在440 ℃持續不同時間的DH鋼的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the DH steel held at 440 ℃ for different times

表4 在440 ℃持續不同時間的DH鋼中殘留奧氏體體積分數Table 4 Volume fraction of retained austenite in the DH steel held at 440 ℃ for different times

圖7為在440 ℃持續不同時間的DH鋼的顯微組織，包含鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體和貝氏體。可以看出，隨著在440 ℃持續時間的延長，各相含量及其分布均發生了顯著變化，其中馬氏體形貌的差異顯著，且含量減少、尺寸減小。其原因是在440 ℃持續時間較長，導致較多的過冷奧氏體發生轉變。

圖7 在440 ℃持續40(a)、90(b)和150 s(c)的DH鋼的顯微組織Fig.7 Microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 40 (a), 90 (b) and 150 s(c)

圖7(a)中部分馬氏體形態表明，原奧氏體在貝氏體轉變區發生了轉變，但組織中貝氏體不明顯，可見在440 ℃持續時間較短奧氏體轉變不充分。隨著在440 ℃持續時間增加至90 s，如圖7(b)所示，貝氏體比較明顯，少量原奧氏體完全轉變為貝氏體，貝氏體中碳的擴散使奧氏體穩定性提高，所以冷卻后馬氏體含量減少，Vγ增加，從持續40 s的7.94%提高至10.21%。在440 ℃持續150 s的鋼中Vγ增加至12.50%。

對在440 ℃持續150 s的鋼進行TEM觀察和表征，結果如圖8所示。經標定，鋼中殘留奧氏體大多呈細小顆粒狀，較穩定，變形時難以轉變為馬氏體，抑制了鋼在外加載荷下產生的TRIP效應，從而顯著影響鋼的力學性能。

圖8 在440 ℃持續150 s的DH鋼的TEM組織Fig.8 TEM microstructures of the DH steel held at 440 ℃ for 150 s

圖9及表5為在440 ℃持續不同時間的DH鋼的力學性能。可見，隨著持續時間的增加，鋼的抗拉強度先降低后逐漸穩定，屈服強度總體下降，這主要是鋼中馬氏體含量減少、Vγ增加所致。鋼的斷后伸長率隨著在440 ℃持續時間的增加先增大后減小，持續90 s的鋼的斷后伸長率最大，為17.9%。鋼中Vγ從7.94%增加至10.21%，導致鋼變形時產生更顯著的TRIP效應，有利于塑性的改善，鋼的強塑積達到最大值17.9 GPa·%。隨著在440 ℃持續時間增加至120、150 s，鋼的斷后伸長率分別降低至16.3%和13.5%。在440 ℃持續150 s的鋼，雖然Vγ有所提高，但殘留奧氏體多呈細小顆粒狀，較穩定，鋼變形時難以發生馬氏體相變，TRIP效應減弱。

圖9 在440 ℃持續不同時間的DH鋼的力學性能Fig.9 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

表5 在440 ℃持續不同時間的DH鋼的力學性能Table 5 Mechanical properties of the DH steel held at 440 ℃ for different times

3 結論

(1)新型DH鋼的顯微組織主要由不規則的鐵素體、島狀馬氏體和殘留奧氏體組成，在440 ℃持續不同時間的鋼中有少量貝氏體，無明顯碳化物，但各相的含量、分布及形態有顯著差異。

(2)隨著退火溫度的升高，DH鋼的抗拉強度先下降后升高；斷后伸長率先升高后降低，810 ℃退火的鋼達到最大值16%，抗拉強度為1 109 MPa，強塑積約為17.7 GPa·%。

(3)810 ℃退火的DH鋼在440 ℃持續不同時間對殘留奧氏體的影響顯著，隨著持續時間的增加，鋼中殘留奧氏體含量增加，抗拉強度略有下降，斷后伸長率先升高后降低；在440 ℃持續90 s的鋼綜合力學性能最優，抗拉強度為1 001 MPa，斷后伸長率為17.9%，強塑積約為17.9 GPa·%。