高鋁增強成形性雙相鋼980DH 組織性能研究

周 莉，薛仁杰，曹曉恩，董夢瑤

（1.重慶工業(yè)職業(yè)技術(shù)學院機械工程與自動化學院,重慶 401120；2.河鋼集團鋼研總院,河北 石家莊 050000；3.河鋼集團邯鋼公司技術(shù)中心,河北 邯鄲 056015）

0 引言

伴隨汽車工業(yè)的高速發(fā)展，節(jié)能減排、輕量化設計是汽車行業(yè)追求的目標和必要手段。高強鋼的應用成為各大車企的發(fā)展方向，其中冷軋高強雙相鋼（DP 鋼）是目前應用最廣泛的鋼種[1-3]。隨著汽車結(jié)構(gòu)設計的日益復雜，對材料的延伸性能要求越來越高，面對復雜拉延成形零件，傳統(tǒng)DP 鋼應用受到限制。2019 年首鋼在傳統(tǒng)DP 鋼基礎上首發(fā)增強成形性雙相鋼（DH 鋼），作為傳統(tǒng)DP 鋼的升級版，在鐵素體、馬氏體雙相基礎上引入少量殘余奧氏體，利用殘余奧氏體相變誘導塑性的TRIP 效應，引入相變強化及塑性增長機制提高材料的強度及韌性。

繼首鋼首發(fā)DH 鋼后，國內(nèi)各大汽車板企業(yè)及研究院所爭先開展DH 鋼的開發(fā)及相關(guān)研究。梁江濤等[4]設計了1 300 MPa 級Nb 微合金化DH 鋼，對比了不同相構(gòu)成對超高強DH 鋼力學性能和加工硬化行為的影響，深入研究了殘余奧氏體的作用機制。張偉等[5]通過壓潰試驗對比DH 鋼與DP 鋼的吸能特性，指出殘余奧氏體提高了780 DH 鋼的吸能比和載荷比，更有利于設計復雜安全件。首鋼DH 鋼采用高Al 成分設計，以Al 代Si 可提高鍍鋅浸潤性，避免漏鍍等缺陷[6]。高鋁鋼的研究主要集中在Fe-Mn-Al-C 系、Fe-Mn-Si-Al 系低密度鋼開發(fā)、連鑄可澆性及鑄坯質(zhì)量[7]、熱軋高溫氧化特性規(guī)律[8]、連續(xù)退火時效溫度對高鋁傳統(tǒng)雙相鋼組織及性能影響[9]等方面，對于高鋁增強成形性雙相鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變及連續(xù)退火工藝參數(shù)對組織性能影響的研究鮮有報道。

筆者以實驗室冶煉高鋁增強成形性雙相鋼980DH 為研究對象，開展靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變研究，繪制靜態(tài)CCT 曲線，并分析連續(xù)退火工藝對冷軋成品組織性能的影響規(guī)律，為工業(yè)試制980DH 提供理論依據(jù)。

1 試驗材料制備

采用ZGX-0.2-250-1 型真空感應爐冶煉試驗鋼980DH，主要化學成分控制范圍如表1 所示。冶煉鑄錠約60 kg，扒皮處理后進行熱鍛，熱鍛方坯尺寸150 mm×150 mm×L。加熱溫度TA=1 200～1 220 ℃、開鍛溫度TS=1 130～1 150 ℃、終鍛溫度TF=950～1 000 ℃，鍛后空冷至室溫。

表1 試驗鋼980DH 主要化學成分Table 1 Main chemical compositions of experimental steel 980DH %

試驗鋼980DH 采用C-Si-Mn-Al-Nb-Ti-Cr-Mo成分體系，其中Al 與Si 作用相近，不溶于滲碳體，能夠抑制滲碳體的形成，促進C 原子向殘余奧氏體中擴散、富集，提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性。Al 可以加速貝氏體相變。由于Al 幾乎不具有固溶強化作用，需要添加少量的Nb 和Ti 發(fā)揮彌散強化作用，同時Nb 對奧氏體晶粒具有拖曳作用，顯著細化奧氏體晶粒，進而細化相變組織。另外，Nb 與Si、Al相似，亦能抑制含碳貝氏體的形成，提高殘余奧氏體的比例。Mn 提高奧氏體穩(wěn)定性，降低Ms點；Cr 和Mo 促進中溫轉(zhuǎn)變，形成貝氏體組織。

采用550 mm 往復式軋機模擬熱軋過程，將熱鍛方坯加熱至1 240 ℃±20 ℃，保溫60 min，粗軋開軋溫度1 180 ℃±20 ℃、精軋開軋溫度1 050 ℃±20 ℃、終軋溫度900 ℃±20 ℃，軋制目標厚度3.0 mm 后空冷至650 ℃±20 ℃放置馬弗爐內(nèi)保溫10 min，之后隨爐冷卻至室溫，模擬熱軋卷取過程。將熱軋板經(jīng)酸洗去除氧化鐵皮后，采用四棍冷軋機進行軋制試驗，冷軋至1.0 mm，冷軋壓下率約66.7%，將冷軋板加工成230 mm×70 mm 的冷硬板進行連續(xù)退火熱模擬試驗。同時，使用鉬絲切割機將熱板（中間坯）加工成?4 mm×10 mm 的靜態(tài)CCT 熱模擬試樣。

2 試驗方案

借助DIL805L 相變淬火膨脹儀、蔡司金相顯微鏡，采用熱膨脹法和金相相結(jié)合，測定增強成形性雙相鋼980DH 靜態(tài)CCT 曲線。具體方案如下：將試樣在真空條件下以10 ℃/s 的升溫速率加熱至1 000 ℃，保溫60 s 消除試樣內(nèi)部溫度梯度，分別以不同設定速度冷卻至室溫，熱模擬工藝如圖1 所示。以10 ℃/s 的升溫速率加熱至400 ℃，之后以0.05 ℃/s的升溫速率加熱至1 000 ℃，保溫5 min 后以20 ℃/s的冷卻速率冷至室溫，測定Ac1、Ac3。

圖1 靜態(tài)連續(xù)冷卻工藝示意Fig.1 Schematic diagram of static continuous cooling process

試樣冷卻后沿軸向中心切開，采用4%硝酸酒精腐蝕后進行顯微組織觀察。根據(jù)冷卻過程中溫度-膨脹量曲線（圖2）并結(jié)合顯微組織確定不同冷速下各種相變起始點溫度和終了點溫度。采用Origin 8.0 在時間－溫度坐標中繪制980DH 靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（即靜態(tài)CCT 曲線），結(jié)合靜態(tài)CCT 曲線和金相組織分析不同冷卻速度下的相變規(guī)律。

圖2 溫度-膨脹量曲線Fig.2 Curve of temperature-expansion of tested steel

采用熱模擬試驗機進行連退模擬，試驗參數(shù)參照產(chǎn)線裝備、工藝設定，將冷硬板以5℃/s 的加熱速率分別加熱至780、800、820 ℃保溫160 s，通過65 s 分別緩冷至650、680、700、720 ℃，之后經(jīng)過13 s 快冷至300 ℃保溫300 s，最后空氣冷卻至室溫。退火試驗鋼板加工成國標GB/T 228.1-2010 中的P6 試樣（L0=80 mm，b0=20 mm），試樣方向為縱向，在德國Zwick 試驗機上進行拉伸試驗，采用ZEISS∑IGMA/HD 型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織，同時利用電子背散射衍射（EBSD）進行殘余奧氏體分析。上述試驗方案研究均熱溫度及緩冷溫度對產(chǎn)品組織、性能的影響，確定最優(yōu)退火工藝參數(shù)。

3 試驗結(jié)果與分析

3.1 靜態(tài)CCT 曲線的繪制

圖3 為高鋁增強成形性雙相鋼980DH 的靜態(tài)CCT 曲線，其中臨界溫度Ac1為740 ℃、Ac3為947℃，不同冷卻速度下各相的轉(zhuǎn)變區(qū)域如圖3 標注。經(jīng)過1 000 ℃、60 s 保溫后不同冷卻速率下奧氏體主要發(fā)生鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體相變。當冷卻速率≤3 ℃/s 時，主要發(fā)生鐵素體和貝氏體相變；只有冷卻速率≤1 ℃/s 時，有少量珠光體形成；冷卻速率在5～10 ℃/s，只發(fā)生貝氏體相變；當冷速達到15 ℃/s 時，發(fā)生貝氏體相變的同時開始發(fā)生馬氏體相變；冷卻速率在15～100 ℃/s，發(fā)生貝氏體和馬氏體混合相變，隨著冷速的提高貝氏體占比減少、馬氏體占比增加。

圖3 靜態(tài)CCT 曲線Fig.3 Static CCT curve of tested steel

3.2 連續(xù)冷卻過程中冷速對顯微組織的影響

圖4 為不同冷速條件下顯微組織形貌。冷速為0.5 ℃/s 時，鐵素體基體中出現(xiàn)黑色塊狀共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物細珠光體組織，局部出現(xiàn)粒狀貝氏體與馬氏體的混合組織，該混合組織為原奧氏體在Ar1線未發(fā)生共析轉(zhuǎn)變而在低溫發(fā)生的混合相變組織。冷速為1℃/s 時，共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物細珠光體組織基本消失，主要為鐵素體、粒狀貝氏體與上貝氏體混合組織。冷速為3 ℃/s 時，顯微組織由先共析鐵素體及粒狀貝氏體組成。冷速達到5 ℃/s 時，由不同位向的貝氏體組成，可見原奧氏體晶界，局部粒狀貝氏體向上貝氏體轉(zhuǎn)變。冷速達到10 ℃/s 時，原奧氏體晶界明顯，大部分上貝氏體與局部粒狀貝氏體組成。冷速為15 ℃/s 時，由板條馬氏體與貝氏體組成，局部開始出現(xiàn)少量殘余奧氏體。冷速為25 ℃/s 時，主要為貝氏體與馬氏體混合組織，貝氏體處可見明顯原奧氏體晶界處的形核長大，馬氏體處可見明顯共格切變現(xiàn)象，同時出現(xiàn)少量小塊狀或片層狀殘余奧氏體。當冷速在40～80 ℃/s 時，顯微組織由貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體組成，隨著冷卻速率增加，馬氏體占比逐步增加、貝氏體占比下降、殘余奧氏體含量增加。當冷速達到100 ℃/s 時，主要由板條馬氏體、少量貝氏體和殘余奧氏體組成。

圖4 不同冷速條件下顯微組織Fig.4 Microstructure of steel cooled down at different cooling rates

3.3 連退熱模擬試驗鋼力學性能及顯微組織

3.3.1 連退熱模擬試驗鋼力學性能

表2 為連退熱模擬試驗方案及力學性能測試結(jié)果?？梢?，隨著均熱溫度的升高，屈服強度及抗拉強度呈現(xiàn)先降低再升高的趨勢，延伸率前期穩(wěn)定在16%，820 ℃均熱時延伸率低于標準15%。均熱溫度設定在Ac1～Ac3（740～947 ℃）之間的兩相區(qū)范圍內(nèi)，冷硬卷在連續(xù)退火加熱及均熱過程中發(fā)生奧氏體化，均熱溫度越高，奧氏體比例越大，經(jīng)過相同緩冷及快冷后的馬氏體或者M/A 島比例越高，導致強度升高，有文獻指出[6,10]受馬氏體相變發(fā)生比容變化、體積膨脹，導致相變馬氏體周邊的鐵素體內(nèi)產(chǎn)生大量位錯，而且隨著退火溫度的升高，馬氏體比例增加對應的鐵素體位錯密度增加，馬氏體比例增加與鐵素體中高密度位錯共同作用導致宏觀力學性能上屈服強度、抗拉強度升高。但均熱溫度在780 ℃條件下，由于均熱溫度靠近Ac1，熱板顯微組織經(jīng)過冷軋纖維化的硬相組織未得到充分的溶解與元素擴散，未完全分解的硬相組織及不均勻元素限制變形增殖位錯的滑移，導致強度升高。

表2 試驗方案及力學性能Table 2 Experimental scheme and mechanical properties

對比均熱溫度800 ℃、快冷溫度300 ℃條件下緩冷溫度對力學性能的影響，可知，經(jīng)過800 ℃高溫均熱，冷軋板硬相組織得到充分奧氏體化。隨著緩冷溫度的升高，均熱及緩冷階段兩相區(qū)熱處理使得A/F 組織兩相比例趨于平衡態(tài)且服從杠桿定律，緩冷溫度越高，奧氏體A 比例越大，在快冷段轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體及M/A 島，材料屈服強度整體呈上升趨勢，測試數(shù)據(jù)顯示緩冷溫度對抗拉強度影響很小，材料斷后延伸率隨緩冷溫度升高整體呈現(xiàn)下降趨勢，主要受兩相區(qū)加熱鐵素體含量、碳分配、殘余奧氏體含量影響。

3.3.2 連退熱模擬試驗鋼顯微組織

圖5 為不同連退熱模擬試驗方案下的顯微組織。以方案5 為例對試驗鋼進行EBSD 分析，具體結(jié)果如圖6 所示，其中紅色區(qū)域為殘余奧氏體（Retained austenite，圖中RA 所示）。試驗鋼基體組織主要包括鐵素體F、馬氏體M 和殘余奧氏體RA，殘余奧氏體分布于F/F 晶界與F/M 相界面處。

圖5 連退熱模擬試驗鋼顯微組織Fig.5 Microstructure of steel after continuous annealing simulation experiment

圖6 方案5 試驗鋼的EBSD 形貌Fig.6 EBSD morphology of experimental steel in scheme 5

隨著均熱溫度的降低（方案1 至方案3），淬火態(tài)馬氏體組織比例增大。均熱溫度越高，馬氏體分解、碳化物析出形成的回火馬氏體比例越大。由于兩相區(qū)均熱溫度越高，形成的奧氏體比例越大，此時奧氏體中C、Mn 元素含量相對低均熱溫度形成的少量奧氏體偏低，導致Ms點升高，快冷階段即產(chǎn)生大量淬火馬氏體和少量殘余奧氏體，在300 ℃保溫過程中，淬火馬氏體發(fā)生回火分解形成回火馬氏體，少量殘余奧氏體保溫后的冷卻過程部分發(fā)生馬氏體相變，殘余奧氏體進一步減少，導致TRIP 效應降低、延伸率偏低為14.51%。反之，均熱溫度越低，鐵素體比例越大，鐵素體排碳作用下的少量奧氏體中C含量增加，奧氏體穩(wěn)定性提高，Ms點降低，相同快冷條件下少量奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在300 ℃保溫過程中形成回火馬氏體比例較少，保溫后的空冷過程中更多的殘余奧氏體保留下來，使得TRIP 效應增強，延伸率達到16%以上。均熱溫度800 ℃條件下，緩冷溫度對基體組織、力學性能的影響規(guī)律與上述均熱溫度影響機理基本一致。

3.4 最優(yōu)工藝方案確定

基于實驗室連退熱模擬結(jié)果，按照均熱溫度（780～800 ℃）×160 s、緩冷溫度650～700 ℃、以50 ℃/s的冷卻速率快冷至300 ℃保溫5 min 過時效處理后空冷至室溫的退火工藝，可獲得滿足GB/T 20564.12-2019 《汽車用高強度冷連軋鋼板及鋼帶 第12 部分：增強成形性雙相鋼》的CR550/980DH 產(chǎn)品。該方案對工業(yè)開發(fā)高級別DH 鋼具有指導意義。

4 結(jié)論

1）980DH 靜態(tài)CCT 曲線顯示，添加Al 后促進中溫轉(zhuǎn)變（即貝氏體相變）發(fā)生，冷卻速率在5～10 ℃/s，只發(fā)生貝氏體相變；當冷速＞15 ℃/s 后，隨著冷速的提高，貝氏體占比減少、馬氏體含量增加。

2）980DH 試驗鋼基體組織主要為鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體，殘余奧氏體分布于F/F 晶界與F/M 相界面處。

3）均熱溫度（780～800 ℃）×160 s、緩冷溫度650～700 ℃、冷卻速率50 ℃/s 快冷至300 ℃保溫5 min 過時效處理后空冷至室溫，可獲得性能優(yōu)異的CR550/980DH。