DP590 冷軋雙相鋼不同退火溫度下的連續(xù)冷卻相變行為研究

宋建新,陳松軍

（1.廣州JFE 鋼板有限公司，廣東 廣州 511464；2.華南理工大學機械與汽車工程學院，廣東 廣州 510641）

隨著汽車保有量的與日劇增，人們對綠色環(huán)保和節(jié)能減排提出了更高的要求，這使得輕量化成為汽車行業(yè)的發(fā)展趨勢［1-3］。研究表明，汽車質(zhì)量每下降10%，油耗可降低6%—8%［4］。高強鋼的使用是實現(xiàn)汽車輕量化的重要途徑，雙相鋼由于良好的強塑性配合、連續(xù)屈服、低的屈強比，以及低的合金成本等優(yōu)勢，是目前汽車行業(yè)中應(yīng)用最廣泛的高強鋼。雙相鋼一般是由低碳鋼經(jīng)過控軋、控冷，或者是控制冷軋板熱處理方式得到的［5-6］，主要由鐵素體和馬氏體組成。其以獨特的性能，如沖壓性能好、高的初始加工硬化率和優(yōu)越的焊接性能等，滿足了絕大部分汽車用結(jié)構(gòu)件或零部件的使用要求，在很長一段時間內(nèi)仍然是汽車制造用高強鋼的主導(dǎo)材料［7-10］。在雙相鋼中，鋼的屈服強度主要取決于軟基體組織鐵素體的強度，而抗拉強度主要受鐵素體和馬氏體兩相的共同影響［11-13］。目前，國內(nèi)汽車用鋼主要為DP590 冷軋雙相鋼，冷軋鋼板的原始組織主要為鐵素體基體，因此通過退火工藝控制雙相鋼中馬氏體的體積分數(shù)、形態(tài)和分布狀況，對改善和提高雙相鋼的性能具有重要的作用。退火過程中的冷卻制度是改變兩相組織含量和形態(tài)的重要方式。通常，鋼鐵材料的相變是在冷卻過程中發(fā)生，金屬材料的組織是材料的制備工藝與最終產(chǎn)品性能的紐帶［14］?？刂评鋮s速率可以控制相變溫度區(qū)間和相變時間，進而控制相變類型和相體積分數(shù)。因此，在化學成分一定的條件下，認識不同退火溫度下不同冷卻速率對DP590 冷軋雙相鋼相變組織的演變規(guī)律的影響，對退火工藝參數(shù)的優(yōu)化和制定具有重要作用。

1 材料及方法

試驗用鋼為批量生產(chǎn)的厚度約為2.0 mm 的DP590GA 冷軋雙相鋼板，其化學成分列于表1。圖1 為冷軋鋼板的原始組織。從圖1 可見，DP590 鋼的組織主要由沿軋制變形方向分布的鐵素體和少量的珠光體組成。為研究不同退火溫度下連續(xù)冷卻速率對冷軋鋼板組織演變的影響，進行了熱模擬實驗。圖2 為熱模擬實驗過程示意圖，圖3 為沿軋制方向切割的熱模擬實驗試樣。

表1 DP590GA 冷軋雙相鋼板的化學成分Table 1 The chemical composition of the DP590 cold rolled steel sheet

圖1 DP590 冷軋鋼板的原始組織Figure 1 The original microstructure of the DP590 cold rolled steel sheet

圖2 DP590 冷軋板不同退火溫度下的連續(xù)冷卻實驗示意圖Figure 2 Process diagram of continuous cooling experiment of the DP590 cold rolled sheet under different annealing temperatures

圖3 熱模擬實驗試樣Figure 3 Morphology of the thermal simulation test sample

首先在配有熱膨脹儀的Gleeble-3800 熱模擬試驗機上，將試樣以2.77 ℃·s?1的加熱速率加熱到退火溫度（800 和830 ℃），以均勻溫度梯度保溫40 s，然后以不同的冷卻速率連續(xù)冷卻至室溫，冷卻速率分別為5、10、15、20、30、40 和50 ℃·s?1。為保證實驗測試的準確度，對每組工藝參數(shù)分別進行3 次實驗。在加熱和冷卻過程中，可以通過點焊在試樣表面中心的K 型熱電偶監(jiān)控和記錄試樣的溫度變化。由于鋼材的熱膨脹量和溫度呈正相關(guān)關(guān)系，鋼材中各相的熱膨脹系數(shù)和比容不同，當鋼材由于溫度的變化發(fā)生相變時，試樣的膨脹量則會發(fā)生突變。因此，本實驗利用熱膨脹儀采集的沿試樣徑向的膨脹量數(shù)據(jù)，來研究實驗鋼在冷卻過程中的相變行為。通過實驗獲取相應(yīng)的熱膨脹曲線，以研究不同退火溫度下DP590 雙相鋼在不同冷卻速率下的相轉(zhuǎn)變規(guī)律。另外，沿中心（焊接熱電偶絲處）橫向切割不同工藝參數(shù)下的試樣，然后對橫切面經(jīng)行拋磨并用4% 的硝酸酒精溶液腐蝕，在掃描電子顯微鏡（Sigma 300，ZEISS，the United Kingdom）下觀察試樣的顯微組織以研究其演變規(guī)律。

2 結(jié)果與分析

2.1 830 ℃退火時不同冷卻速率下的相轉(zhuǎn)變規(guī)律

圖4 為試樣在不同冷卻速率下的熱膨脹曲線。從圖4 可見，所有冷卻速率下熱膨脹曲線均呈上升的趨勢，并且在冷卻過程中均出現(xiàn)了一個“平臺”，說明過冷奧氏體在冷卻過程中發(fā)生了相變［15］。當冷卻速率小于或等于30 ℃·s?1時，熱膨脹曲線的變化是“平臺”的出現(xiàn)，這表明過冷奧氏體相變后的組織熱膨脹系數(shù)與奧氏體相接近［16］。根據(jù)鋼中各相的熱膨脹系數(shù)可知，鋼在相變過程中碳化物和馬奧島的熱膨系數(shù)與奧氏體相近。當冷卻速率大于30 ℃·s?1時，熱膨脹曲線出現(xiàn)明顯上升的變化趨勢，這說明相變產(chǎn)物和奧氏體的熱膨脹系數(shù)的差異較大。

圖4 不同冷速下實驗鋼的熱膨脹曲線Figure 4 Thermal expansion curves of test steel at different cooling rates

通過測量熱膨脹曲線的“切變”拐點，可以獲取實驗鋼在不同冷卻速率下的過冷奧氏體相轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束溫度，結(jié)果列于表2。

由表2 可知：隨著冷卻速率的增大，過冷奧氏體相轉(zhuǎn)變的開始溫度和結(jié)束溫度逐漸降低；冷卻速率從5 ℃·s?1增 加 到20 ℃·s?1時，相 變 開 始 溫 度 從693 ℃下降到646 ℃，相變溫度變化緩慢，說明相變組織的變化不大；當冷卻速率由30 ℃·s?1增大到50 ℃·s?1時，相變開始溫度由588 ℃降到412 ℃，下降幅度明顯增大，說明相變后的組織形態(tài)變化較大［17］。

表2 不同冷卻速率下的相轉(zhuǎn)變溫度Table 2 The phase transition temperatures of the test steel under different cooling rates

圖5 為不同冷卻速率下試樣的顯微組織。從圖5 可以看到，不同冷卻速率下，試樣的組織主要由多邊形鐵素體和馬氏體組成。冷卻速率為5 ℃·s?1時，試樣的組織主要為多邊形鐵素體，但在鐵素體晶界和晶粒間還分布著一些呈塊狀形態(tài)的馬氏體組織，這部分馬氏體向鐵素體晶內(nèi)延伸，該組織是奧氏體還沒來得及向鐵素體相轉(zhuǎn)變，便由于快速冷卻到室溫而形成的；同時，多邊形鐵素體之間夾雜著較多的且不連續(xù)分布的呈島狀形態(tài)的馬氏體組織，這由于快的冷卻速率抑制了C 的擴散，導(dǎo)致基體內(nèi)富集的C 沒有及時排出而使基體飽和度增加，隨溫度的降低島狀的組織出現(xiàn)，通常稱為M/A 島［18-20］。冷速增大到10 ℃·s-1時，不連續(xù)分布的島狀馬氏體聚集，從而變成塊狀的連續(xù)分布形態(tài)。冷速為20 ℃·s?1時，鐵素體數(shù)量明顯減少，大塊狀和島狀的馬氏體數(shù)量增多。進一步增加冷速到40 ℃·s?1時，島狀的馬氏體數(shù)量明顯減少，鐵素體組織基本消失，表明奧氏體已基本完全奧氏體化，部分塊狀的馬氏體組織內(nèi)部出現(xiàn)類似板條的組織形態(tài)。冷速為50 ℃·s?1時，基體組織基本上為典型的馬氏體組織。

圖5 不同冷速下試樣的顯微組織Fig.5 The microstructure of test steel under different cooling rates

2.2 800 ℃退火時不同冷卻速率下的相轉(zhuǎn)變規(guī)律

圖6 為退火溫度在800 ℃時，試樣在不同冷卻速率下的熱膨脹曲線。從圖6 可見，熱膨脹曲線的變化趨勢基本和退火溫度在830 ℃連續(xù)冷卻下的熱膨脹曲線類似也出現(xiàn)了“平臺”。冷卻速率提高到20 ℃·s?1時熱脹曲線沒有明顯的突變傾向，這是由于退火溫度為800 ℃時奧氏體化程度較低，快速冷卻時相變組織的熱脹系數(shù)與奧氏體相近，相變后的膨脹量難以彌補因冷卻帶來的收縮量［21］。

圖6 800 ℃退火時不同冷卻速率下的熱膨脹曲線Figure 6 Thermal expansion curves of test steel annealed at 800℃under different cooling rates

根據(jù)熱膨脹曲線測到的相應(yīng)的相變開始和結(jié)束溫度列于表3。由表3 可知，與830 ℃相比，相同冷卻速率下過冷奧氏體相轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束溫度均升高，且不同冷卻速率之間的相轉(zhuǎn)變溫度的差值也減少。由于退火溫度低，奧氏體化程度弱和C 的擴散不充分，導(dǎo)致單位體積的奧氏體內(nèi)的C 濃度相對較少，使得奧氏體的穩(wěn)定性差，在連續(xù)冷卻過程中更容易發(fā)生相變。

表3 不同冷卻速率下相轉(zhuǎn)變溫度Table 3 The phase transition temperatures of the test steel under different cooling rates

圖7 為退火溫度為800 ℃時，不同冷卻速率下試樣的顯微組織。從圖7 可見，不同的冷卻速率下試樣組織均為鐵素體和馬氏體，隨著冷速的增加鐵素體和馬氏體的數(shù)量和形態(tài)發(fā)生變化。冷速為5 ℃·s?1時，鐵素體晶粒尺寸大小不一，主要為較大的未轉(zhuǎn)變的鐵素體和沿原奧氏體晶界形核長大的附生鐵素體組成，小塊狀的馬氏體則沿著晶界分布。冷卻速率從10 ℃·s?1提高到20 ℃·s?1時，鐵素體數(shù)量減少，馬氏體總體數(shù)量增加。冷卻速率從30 ℃·s?1提高到40 ℃·s?1時，島狀形態(tài)的馬氏體數(shù)量減少，大塊狀的馬氏體數(shù)量明顯增加。冷卻速率增加到50 ℃·s?1時，塊狀馬氏體內(nèi)同樣出現(xiàn)了板條的形態(tài)。值得注意的是，在不同的冷卻速率下基體組織仍然存在鐵素體，這些鐵素體基本上是加熱過程中未奧氏體化的原鐵素體組織。此外，對比不同冷速下的組織形態(tài)可以發(fā)現(xiàn)，冷卻速率在10—20 ℃·s?1時，組織中存在一定量的鐵素體，且馬氏體的尺寸和分布相對更加均勻。

圖7 不同冷卻速率下試樣的顯微組織Fig.7 The microstructure of test steel under different cooling rates

3 結(jié)論

（1）隨著退火溫度由830 ℃降低到800 ℃，相同冷卻速率下相轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束溫度均升高。另外，不同冷卻速率之間的相轉(zhuǎn)變溫度的差值，也隨退火溫度的降低而減少。

（2）隨著冷卻速率的增加，試樣的鐵素體數(shù)量減少，馬氏體體積分數(shù)增加。另外，不同退火溫度下島狀馬氏體數(shù)量隨冷速的增加而減少，塊狀形態(tài)的馬氏體數(shù)量則增多且內(nèi)部逐漸出現(xiàn)板條組織形態(tài)。在退火溫度為830 ℃、冷卻速率為50 ℃·s?1時，試樣組織出現(xiàn)明顯的板條形態(tài)馬氏體組織。

（3）在800 ℃退火，通過控制冷卻速率，試樣可以獲得相對細小和更均勻分布的鐵素體和馬氏體雙相組織。