高強(qiáng)汽車雙相鋼的連續(xù)退火與組織性能研究

楊燦，校振華，馮啟生，羅志輝

高強(qiáng)汽車雙相鋼的連續(xù)退火與組織性能研究

楊燦1，校振華1，馮啟生2,3，羅志輝3

（1.河南農(nóng)業(yè)職業(yè)學(xué)院，鄭州 451450；2.河南科技大學(xué)，河南 洛陽(yáng) 471000； 3.洛陽(yáng)中重鑄鍛有限責(zé)任公司，河南 洛陽(yáng) 471000）

提升高強(qiáng)DP980雙相鋼的力學(xué)性能，優(yōu)化連續(xù)退火工藝。對(duì)高強(qiáng)汽車雙相鋼進(jìn)行了連續(xù)退火處理，研究了連續(xù)退火均熱溫度、均熱時(shí)間、過(guò)時(shí)效溫度對(duì)冷軋雙相鋼顯微組織、物相組織和力學(xué)性能的影響。對(duì)于不同退火均熱溫度處理的雙相鋼，其組織均為鐵素體（F）+馬氏體（M），隨著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時(shí)，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。隨著均熱時(shí)間從0.5 min延長(zhǎng)至5 min，雙相鋼的晶粒尺寸逐漸增大，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)先減后增，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率先減后增，在均熱時(shí)間為1.5 min時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。隨著過(guò)時(shí)效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中的馬氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸減小，當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為395 ℃時(shí)，出現(xiàn)了貝氏體，奧氏體體積分?jǐn)?shù)先增后減，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度逐漸減小，斷后伸長(zhǎng)率逐漸增大。冷軋DP980雙相鋼適宜的連續(xù)退火工藝如下：均熱溫度為815 ℃、均熱時(shí)間為3 min、過(guò)時(shí)效溫度為295 ℃。此時(shí)雙相鋼具有較好的強(qiáng)塑性。

DP980雙相鋼；連續(xù)退火；工藝參數(shù)；組織；性能

雙相鋼是主要由鐵素體和馬氏體組成的低合金高強(qiáng)度鋼，由于具有強(qiáng)度高、塑性好、初始硬化率高、成形性能良好等特點(diǎn)，在現(xiàn)代汽車制造中有廣泛的應(yīng)用[1]。目前，雙相鋼在基礎(chǔ)理論研究和最終成品質(zhì)量方面仍達(dá)不到實(shí)際應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)[2]，需要進(jìn)一步在鋼種優(yōu)化（調(diào)整化學(xué)成分、添加微合金化元素等）、加工技術(shù)改進(jìn)（加工和熱處理工藝優(yōu)化、表面改性技術(shù)開(kāi)發(fā)）和創(chuàng)新設(shè)計(jì)（引入納米晶、界面控制）等方面加強(qiáng)研究[3]，以降低生產(chǎn)成本、提高生產(chǎn)效率和綜合性能。在汽車用雙相鋼生產(chǎn)過(guò)程中，冷軋后的雙相鋼往往需要進(jìn)行連續(xù)退火或者淬火-回火熱處理，以穩(wěn)定組織、改善最終成品性能[4]。目前大部分的研究工作主要集中在DP490、DP590和DP780等強(qiáng)度級(jí)別的雙相鋼及其淬火-回火熱處理上[5-7]，有關(guān)強(qiáng)度級(jí)別更高的DP980雙相鋼的軋后連續(xù)退火及工藝參數(shù)對(duì)組織與力學(xué)性能影響的報(bào)道較少，其具體影響機(jī)制及作用機(jī)理尚不清楚[8-9]。因此，本文以更高強(qiáng)度級(jí)別的汽車用DP980雙相鋼為研究對(duì)象，考察了連續(xù)退火均熱溫度、均熱時(shí)間、過(guò)時(shí)效溫度對(duì)冷軋雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期為高強(qiáng)汽車雙相鋼的連續(xù)退火工藝優(yōu)化及力學(xué)性能提升提供參考。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

以本鋼集團(tuán)生產(chǎn)的汽車用冷軋DP980雙相鋼為原料，采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測(cè)試雙相鋼的化學(xué)成分，結(jié)果如表1所示。雙相鋼組織為鐵素體（F）+馬氏體（M）雙相組織，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)為49%。雙相鋼的粗軋溫度為1 240 ℃，精軋溫度為925 ℃，卷曲溫度為620 ℃，熱軋厚度和冷軋厚度分別為4 mm和1.8 mm，冷軋壓下率為60%。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of test steel wt.%

1.2 連續(xù)退火工藝

采用連續(xù)退火工藝對(duì)冷軋DP980雙相鋼進(jìn)行熱處理，工藝流程如圖1所示，可知，連續(xù)退火工藝主要包括6個(gè)階段，這里主要研究Ⅱ-均熱（均熱溫度、均熱時(shí)間）和Ⅴ-過(guò)時(shí)效（過(guò)時(shí)效溫度、過(guò)時(shí)效時(shí)間）階段對(duì)雙相鋼組織與性能的影響。采用DIL805A熱膨脹儀測(cè)得冷軋雙相鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度c1=688 ℃、奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度c3=817 ℃和馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度s=384 ℃[10]。因此，設(shè)定連續(xù)退火均熱溫度為715～865 ℃（其中715 ℃和865 ℃分別介于奧氏體-鐵素體兩相區(qū)和奧氏體單相區(qū)）、均熱時(shí)間為0.5～5 min、時(shí)效溫度為245～395 ℃（s兩側(cè)）、過(guò)時(shí)效時(shí)間為1～8 min。

I-heating; Ⅱ-soaking; Ⅲ-slow cooling to 705 ℃; Ⅳ-water cooling; Ⅴ-over aging; Ⅵ-air cooling

1.3 測(cè)試方法

采用線切割方法加工塊狀（10 mm×5 mm）金相試樣，經(jīng)過(guò)不同型號(hào)砂紙逐級(jí)打磨（120#～1500#）、W2.5金剛石研磨膏拋光、4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕后，在奧林巴斯GX 51型光學(xué)顯微鏡和日本電子IT 500型掃描電子顯微鏡上觀察顯微組織，對(duì)每種工藝下的顯微組織拍攝15張照片，采用Image-Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計(jì)顯微組織中黑色部分并計(jì)算馬氏體體積分?jǐn)?shù)；采用布魯克D8 ADVANCE型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，并用Jade 6.0軟件計(jì)算殘余奧氏體含量[11-12]。根據(jù)GB/T 228—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為2 mm/min，每組試樣加工3根（寬度= 20 mm、標(biāo)距0=80 mm），并取平均值作為測(cè)試結(jié)果。

2 結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)退火均熱溫度

當(dāng)均熱時(shí)間為3 min、過(guò)時(shí)效溫度為295 ℃、過(guò)時(shí)效保溫時(shí)間為5 min時(shí)，不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的顯微組織如圖2所示。對(duì)比分析可知，經(jīng)過(guò)不同退火均熱溫度處理后，雙相鋼組織為亮白色鐵素體+黑灰色馬氏體，晶粒尺寸較為細(xì)小，為2～6 μm，但是由于均熱溫度不同，雙相鋼中馬氏體形態(tài)和馬氏體含量存在較大差異。在較低的均熱溫度（715 ℃）下，雙相鋼中的馬氏體以島狀形態(tài)分布在鐵素體晶界處；在較高的均熱溫度（865 ℃）下，雙相鋼中的馬氏體主要以片狀形態(tài)分布。當(dāng)均熱溫度為715、765、815、865 ℃時(shí)，雙相鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)分別為61.2%、67.3%、68.1%和64.5%，可見(jiàn)，雙相鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)隨著均熱溫度的升高而先增后減，在均熱溫度為815 ℃時(shí)取得最大值。

采用掃描電子顯微鏡對(duì)不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的顯微形貌進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖3所示。在高倍掃描電鏡下，可清晰看見(jiàn)馬氏體形態(tài)，當(dāng)均熱溫度為715 ℃時(shí)，雙相鋼中的馬氏體呈表面浮凸的孤立島狀。隨著均熱溫度逐漸升高至865 ℃，雙相鋼中馬氏體逐漸演變?yōu)槠瑺?，而孤立島狀形態(tài)馬氏體基本消失。

不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖4所示。可見(jiàn)，在不同均熱溫度下，雙相鋼都主要含α相和少量γ相，這主要是因?yàn)殡p相鋼中的F和M都為bcc結(jié)構(gòu)，在XRD譜圖中呈現(xiàn)相同衍射峰。利用Jade 6.0軟件計(jì)算不同均熱溫度下雙相鋼中的殘余奧氏體含量，當(dāng)均熱溫度為715、765、815、865 ℃時(shí)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為5.63%、4.97%、3.42%和0.2%，可見(jiàn)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)會(huì)隨著均熱溫度的升高而減小。

不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能測(cè)試結(jié)果如表2所示?？梢钥吹剑S著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時(shí)，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。此外，除均熱溫度715 ℃外，在其余均熱溫度下，雙相鋼的拉伸性能都符合標(biāo)準(zhǔn)（屈服強(qiáng)度為650～ 900 MPa，抗拉強(qiáng)度≥980 MPa[13]）。在連續(xù)退火均熱處理過(guò)程中，均熱溫度越高，在一定溫度（715～815 ℃）下，均熱冷卻過(guò)程中形成的馬氏體越多，因此，雙相鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度越高；但是如果均熱溫度超過(guò)c3，馬氏體體積分?jǐn)?shù)有所減小[14]，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度減小。此外，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)會(huì)隨著均熱溫度的升高而降低，斷后伸長(zhǎng)率會(huì)減?。获R氏體逐漸從浮凸島狀轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺?，而均勻分布的片狀馬氏體會(huì)比島狀馬氏體更有利于提升雙相鋼的拉伸性能[15-16]。

圖4 不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的XRD譜圖

表2 不同連續(xù)退火均熱溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.2 Room temperature tensile properties of dual phase steel at different continuous annealing soaking temperature

2.2 均熱時(shí)間

當(dāng)均熱溫度為845 ℃、過(guò)時(shí)效溫度為295 ℃、過(guò)時(shí)效保溫時(shí)間為5 min時(shí)，不同均熱時(shí)間下雙相鋼的顯微組織如圖5所示。對(duì)比分析可知，當(dāng)均熱時(shí)間為0.5～5 min時(shí)，雙相鋼的顯微組織相似，都由F+M組成，組織較為細(xì)小，且隨著均熱時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸逐漸增大，在均熱時(shí)間為3 min時(shí)，馬氏體有明顯粗化。

不同均熱時(shí)間下雙相鋼的掃描電鏡顯微形貌如圖6所示?？梢?jiàn)，不同均熱時(shí)間下，雙相鋼中馬氏體都呈浮凸的島狀形態(tài)，晶粒尺寸隨著均熱時(shí)間的延長(zhǎng)而增大，在均熱時(shí)間為5 min時(shí)，晶粒尺寸明顯大于其他均熱時(shí)間下的晶粒尺寸。

不同連續(xù)退火均熱時(shí)間下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖7所示?？梢?jiàn)，不同均熱時(shí)間下，雙相鋼仍然由α相和γ相組成。利用Jade 6.0軟件計(jì)算不同均熱時(shí)間下雙相鋼中殘余奧氏體含量，當(dāng)均熱時(shí)間為0.5、1.5、3、5 min時(shí)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為7.63%、4.82%、7.51%和8.36%，可見(jiàn)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)會(huì)隨著均熱時(shí)間的延長(zhǎng)而先減后增，這主要與雙相鋼中碳配分和錳配分有關(guān)[17-18]。

圖5 不同均熱時(shí)間下雙相鋼的顯微組織

圖6 不同均熱時(shí)間下雙相鋼的SEM形貌

圖7 不同均熱時(shí)間下雙相鋼的XRD譜圖

不同均熱時(shí)間下雙相鋼的室溫拉伸性能如表3所示。隨著均熱時(shí)間從0.5 min延長(zhǎng)至5 min，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率先減后增，在均熱時(shí)間為1.5 min時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。這主要是因?yàn)樵诓煌鶡釙r(shí)間下，雙相鋼的組織都由鐵素體、馬氏體和少量殘余奧氏體組成，在均熱時(shí)間為1.5 min時(shí)，殘余奧氏體（與馬氏體相比，殘余奧氏體的硬度更低、韌性和塑性更高[19-20]）體積分?jǐn)?shù)最小，馬氏體和晶粒組織都較為細(xì)小，而在均熱時(shí)間為3 min及以上時(shí)，雙相鋼中馬氏體和晶粒會(huì)明顯粗化，因此，在均熱時(shí)間為1.5 min時(shí)強(qiáng)度較高而斷后伸長(zhǎng)率較小。

表3 不同均熱時(shí)間下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.3 Room temperature tensile properties of dual phase steel for different soaking time

2.3 過(guò)時(shí)效溫度

當(dāng)均熱溫度為845 ℃、均熱時(shí)間為3 min、過(guò)時(shí)效保溫時(shí)間為5 min時(shí)，不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的顯微組織如圖8所示?？梢钥吹?，當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為245 ℃時(shí)，在雙相鋼中有針片狀馬氏體和亮白色鐵素體組織；隨著過(guò)時(shí)效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中的馬氏體體積分?jǐn)?shù)減小，形態(tài)有逐漸朝島狀轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)，且在過(guò)時(shí)效溫度為395 ℃時(shí)出現(xiàn)了貝氏體。

不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的掃描電鏡顯微形貌如圖9所示?？梢?jiàn)，在較低的過(guò)時(shí)效溫度（245 ℃）下，雙相鋼的組織為針片狀M+多邊形F。隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，針片狀M逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閸u狀M，且組織中出現(xiàn)了貝氏體（B）。

圖8 不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的顯微組織

圖9 不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的SEM形貌

不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的X射線衍射圖譜如圖10所示。在不同過(guò)時(shí)效溫度下，雙相鋼都由α和γ相組成。利用Jade 6.0軟件計(jì)算不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼中殘余奧氏體含量，當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為245、295、345、395 ℃時(shí)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為8.47%、8.51%、10.96%和1.12%。可見(jiàn)，隨著過(guò)時(shí)效溫度的升高，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)先增后減，在過(guò)時(shí)效溫度為345 ℃時(shí)殘余奧氏體含量最多，此時(shí)雙相鋼具有較高的韌塑性，這主要是因?yàn)檫^(guò)時(shí)效溫度的升高會(huì)使碳元素的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，殘余奧氏體含量增加[21]。而當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為395 ℃時(shí)，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)急劇減小至1.12%，這主要是因?yàn)榇藭r(shí)的溫度高于馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度（s），組織中出現(xiàn)了貝氏體，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)相對(duì)減小[22]。

不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能如表4所示。隨著過(guò)時(shí)效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度逐漸減小，斷后伸長(zhǎng)率逐漸增大。這主要是因?yàn)樵陔p相鋼過(guò)時(shí)效處理過(guò)程中，馬氏體會(huì)發(fā)生回火[23-24]，且過(guò)時(shí)效溫度越高，馬氏體回火越充分，固溶在馬氏體中的碳析出得越多[25]，相應(yīng)地強(qiáng)度會(huì)降低而塑性升高。此外，當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為395 ℃時(shí)，軟相殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較小，此時(shí)雙相鋼的斷后伸長(zhǎng)率與過(guò)時(shí)效溫度345 ℃時(shí)的相當(dāng)。

圖10 不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的XRD譜圖

表4 不同過(guò)時(shí)效溫度下雙相鋼的室溫拉伸性能

Tab.4 Room temperature tensile properties of dual phase steel at different overaging temperature

3 結(jié)論

1）對(duì)于不同退火均熱溫度處理的雙相鋼，其組織均為亮白色鐵素體+黑灰色馬氏體，晶粒尺寸較為細(xì)小，為2～6 μm；當(dāng)均熱溫度為715、765、815和865 ℃時(shí)，雙相鋼中馬氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為61.2%、67.3%、68.1%和64.5%，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為5.63%、4.97%、3.42%和0.2%。隨著均熱溫度從715 ℃升高至865 ℃，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率逐漸減小，在均熱溫度為815 ℃時(shí)，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。

2）當(dāng)均熱時(shí)間為0.5～5 min時(shí)，雙相鋼均由F+M組成，且隨著均熱時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸逐漸增大，在均熱時(shí)間為3 min時(shí)，馬氏體發(fā)生明顯粗化。當(dāng)均熱時(shí)間為0.5、1.5、3、5 min時(shí)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為7.63%、4.82%、7.51%和8.36%；隨著均熱時(shí)間從0.5 min延長(zhǎng)至5 min，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度先增后減，斷后伸長(zhǎng)率先減后增，在均熱時(shí)間為1.5 min時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。

3）隨著過(guò)時(shí)效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)減小，形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閸u狀，且在過(guò)時(shí)效溫度為395 ℃時(shí)出現(xiàn)了貝氏體。當(dāng)過(guò)時(shí)效溫度為245、295、345、395 ℃時(shí)，雙相鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為8.47%、8.51%、10.96%和1.12%。隨著過(guò)時(shí)效溫度從245 ℃上升至395 ℃，雙相鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度逐漸減小，斷后伸長(zhǎng)率逐漸增大。在過(guò)時(shí)效溫度為295 ℃時(shí)，雙相鋼具有較好的強(qiáng)塑性。

[1] 李麟. 汽車用高強(qiáng)鋼的發(fā)展與展望[J]. 上海金屬, 2022, 44(3): 1-8.LI Lin. Development and Prospects of High Strength Steel for Automobiles[J]. Shanghai Metal, 2022, 44(3): 1-8.

[2] 校振華, 馮亞磊, 馮啟生, 等. 高強(qiáng)汽車中錳鋼的熱壓縮變形行為研究[J]. 精密成形工程, 2023, 15(2): 125-131. XIAO Zhen-hua, FENG Ya-lei, FENG Qi-sheng, et al. Study on the Hot Compression Deformation Behavior of Manganese Steel in High-strength Automobiles[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2023, 15(2): 125-131.

[3] WANG M X, ZHAO M A, CHEN S S, et al. Effect of Annealing Process on Microstructure and Mechanical Property of Medium-manganese TRIP Steel[J]. International Journal of Materials and Product Technology, 2022, 64(3/4): 265-277.

[4] 徐勇, 段星宇, 曾祥成, 等. 不同應(yīng)變速率下DP980雙相鋼微觀組織特征及變形機(jī)制[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2023, 35(5): 595-604.XU Yong, DUAN Xing-yu, ZENG Xiang-cheng, et al. Microstructural Characteristics and Deformation Mechanism of DP980 Dual Phase Steel under Different Strain Rates[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2023, 35(5): 595-604.

[5] 張春菊, 丁軒, 楊明球, 等. DP980鋼的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能及本構(gòu)模型構(gòu)建[J]. 鋼鐵, 2022, 57(2): 157-161.ZHANG Chun-ju, DING Xuan, YANG Ming-qiu, et al. Dynamic Mechanical Properties and Constitutive Model Construction of DP980 Steel[J]. Steel, 2022, 57(2): 157-161.

[6] 詹華, 鄒英, 周凱, 等. DP980冷軋高強(qiáng)鋼連續(xù)退火工藝及強(qiáng)韌性行為研究[J]. 軋鋼, 2017, 34(3): 69-73.ZHAN Hua, ZOU Ying, ZHOU Kai, et al. Study on Continuous Annealing Process and Strength Toughness Behavior of DP980 Cold Rolled High Strength Steel[J]. Rolling Steel, 2017, 34(3): 69-73.

[7] SINGH K R, CHANDRAWANSHI M, SUDHARSHAN R, et al. Optimizing Annealing Parameters with Gleeble Simulation for Cold Rolled Continuous Annealed Dual Phase Steel Sheet[J]. Materials Today: Proceedings, 2018, 5(2): 7303-7309.

[8] 單梅, 肖洋洋, 景宏亮. 退火溫度對(duì)800 MPa級(jí)C-Si-Mn-Cr系冷軋雙相鋼組織及力學(xué)性能的影響研究[J]. 安徽冶金科技職業(yè)學(xué)院學(xué)報(bào), 2021, 31(3): 1-3.SHAN Mei, XIAO Yang-yang, JING Hong-liang. Study on the Effect of Annealing Temperature on the Microstructure and Mechanical Properties of 800 MPa Grade C-Si-Mn-Cr Cold Rolled Dual Phase Steel[J]. Journal of Anhui Metallurgical Technology Vocational College, 2021, 31(3): 1-3.

[9] 李慧遠(yuǎn), 戴杰濤, 冼玲標(biāo), 等. 退火溫度對(duì)DP590冷軋雙相鋼相變和組織的影響[J]. 工程技術(shù)研究, 2020, 5(6): 1-4.LI Hui-yuan, DAI Jie-tao, XIAN Ling-biao, et al. Effect of Annealing Temperature on Phase Transformation and Microstructure of DP590 Cold Rolled Dual Phase Steel[J]. Engineering Technology Research, 2020, 5(6): 1-4.

[10] LI Y, DU J C, DING W, et al. Influence of Intercritical Annealing Temperature on Microstructure and Mechanical Properties of Medium Mn TRIP Steel[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2018, 30(3): 185-193.

[11] NEMAI G, GULAB M W, KUMAR M S, et al. Effect of Continuous Annealing Process on various Structure Parameters of Martensite of Dual-phase Steels[J]. Archives of Civil and Mechanical Engineering, 2020, 20(1): 1-10.

[12] 王秋雨, 夏明生, 劉淑影, 等. 組織特征對(duì)980MPa級(jí)先進(jìn)超高強(qiáng)鋼成形性能和拉伸行為的影響[J]. 機(jī)械工程材料, 2023, 47(1): 100-105.WANG Qiu-yu, XIA Ming-sheng, LIU Shu-ying, et al. The Effect of Microstructure Characteristics on the Formability and Tensile Behavior of 980 MPa Grade Advanced Ultra-high Strength Steel[J]. Mechanical Engineering Materials, 2023, 47(1): 100-105.

[13] RANA A K, PAUL S K, DEY P P. Effect of Martensite Volume Fraction on Strain Partitioning Behavior of Dual Phase Steel[J]. Physical Mesomechanics, 2018, 21(4): 333-340.

[14] 周莉, 薛仁杰, 曹曉恩, 等. 高鋁增強(qiáng)成形性雙相鋼980DH組織性能研究[J]. 鋼鐵釩鈦, 2022, 43(2): 186-191.ZHOU Li, XUE Ren-jie, CAO Xiao-en, et al. Study on the Microstructure and Properties of High Aluminum Reinforced Formability Dual Phase Steel 980DH[J]. Steel Vanadium Titanium, 2022, 43(2): 186-191.

[15] DENG G Y, LIY, DI H, et al. Effect of Heating Rate during Continuous Annealing on Microstructure and Mechanical Properties of High-strength Dual-phase Steel[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2019, 28(8): 4556-4564.

[16] 徐勇, 段星宇, 陳帥峰, 等. DP980高強(qiáng)鋼靜動(dòng)態(tài)拉伸性能及本構(gòu)模型構(gòu)建[J]. 塑性工程學(xué)報(bào), 2022, 29(6): 125-133.XU Yong, DUAN Xing-yu, CHEN Shuai-feng, et al. Static and Dynamic Tensile Properties and Constitutive Model Construction of DP980 High-strength Steel[J]. Journal of Plastic Engineering, 2022, 29(6): 125-133.

[17] 葉姜, 樊雷. 連退工藝對(duì)DP780高強(qiáng)汽車鋼組織性能的影響[J]. 軋鋼, 2021, 38(1): 80-83.YE Jiang, FAN Lei. The Effect of Continuous Annealing Process on the Microstructure and Properties of DP780 High-strength Automotive Steel[J]. Rolling Steel, 2021, 38(1): 80-83.

[18] 肖洋洋, 詹華, 崔磊, 等. 1000 MPa級(jí)微合金化冷軋雙相鋼退火工藝及強(qiáng)韌化機(jī)制[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2019, 31(10): 912-919.XIAO Yang-yang, ZHAN Hua, CUI Lei, et al. Annealing Process and Strengthening and Toughening Mechanism of 1000 MPa Grade Microalloyed Cold Rolled Dual Phase Steel[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2019, 31(10): 912-919.

[19] HIDEKAZU M, KYOUHEI N, TATSUYA M, et al. Effect of Tempering Conditions on Inhomogeneous Deformation Behavior of Ferrite-Martensite Dual-Phase Steels[J]. Tetsu to Hagane, 2011, 97(9): 493-500.

[20] 戴玉芬, 肖洋洋, 詹華, 等. 過(guò)時(shí)效溫度對(duì)1000 MPa級(jí)冷軋雙相鋼的微觀組織和力學(xué)性能的影響[J]. 安徽冶金科技職業(yè)學(xué)院學(xué)報(bào), 2019, 29(2): 1-4.DAI Yu-fen, XIAO Yang-yang, ZHAN Hua, et al. The Effect of Overaging Temperature on the Microstructure and Mechanical Properties of 1000 MPa Cold Rolled Dual Phase Steel[J]. Journal of Anhui Metallurgical Technology Vocational College, 2019, 29(2): 1-4.

[21] MOHANTY R R, GIRINA O A, FONSTEIN N M. Effect of Heating Rate on the Austenite Formation in Low-carbon High-strength Steels Annealed in the Intercritical Region[J]. Metallurgical and Materials transactions A, 2011, 42(12): 3680-3690.

[22] 張兆朋, 田芳. 冷軋雙相鋼連續(xù)退火組織的轉(zhuǎn)變分析[J]. 冶金與材料, 2018, 38(6): 186-188.ZHANG Zhao-peng, TIAN Fang. Transformation Analysis of Continuous Annealing Structure of Cold Rolled Dual Phase Steel[J]. Metallurgy and Materials, 2018, 38(6): 186-188.

[23] 甄維靜, 陳俊東, 李永亮, 等. 退火工藝對(duì)1180 MPa級(jí)雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 鋼鐵釩鈦, 2020, 41(4): 145-149.ZHEN Wei-jing, CHEN Jun-dong, LI Yong-liang, et al. The Effect of Annealing Process on the Microstructure and Mechanical Properties of 1180 MPa Grade Dual Phase Steel[J]. Steel and Vanadium Titanium, 2020, 41(4): 145-149.

[24] ZHANG F, RUIMI A, WO P C, et al. Morphology and Distribution of Martensite in Dual Phase (DP980) Steel and Its Relation to the Multiscale Mechanical Behavior[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 659: 93-103.

[25] AMIT K R, SURAJIT K P, PARTHA P D. Effect of Martensite Volume Fraction on Cyclic Plastic Deformation Behavior of Dual Phase Steel: Micromechanics Simulation Study[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2019, 8(5): 3705-3712.

Continuous Annealing and Microstructure and Properties of High Strength Automotive Dual Phase Steel

YANG Can1, XIAO Zhen-hua1, FENG Qi-sheng2,3, LUO Zhi-hui3

(1. Henan Vocational College of Agriculture, Zhengzhou 451450, China; 2. Henan University of Science and Technology, Henan Luoyang 471000, China; 3. Luoyang Zhongzhong Casting and Forging Co., Ltd., Henan Luoyang 471000, China)

The work aims to improve the mechanical properties of high strength DP980 dual phase steel and optimize the continuous annealing process.Continuous annealing treatment was conducted on high strength automotive dual phase steel, and the effects of soaking temperature, soaking time, and overaging temperature of continuous annealing on the microstructure, phase composition, and mechanical properties of cold rolled dual phase steel were studied. The microstructure of dual phase steel treated at different soaking temperature was divided into ferrite (F) and martensite (M). With the soaking temperature rising from 715 ℃ to 865 ℃, the volume fraction of residual austenite gradually decreased, the tensile strength and yield strength firstly increased and then decreased, the elongation gradually decreased and the maximum tensile strength and yield strength of dual phase steel were obtained at the soaking temperature of 815 ℃. As the soaking time increased from 0.5 min to 5 min, the grain size of the dual phase steel gradually increased, the volume fraction of residual austenite firstly decreased and then increased, the tensile strength and yield strength firstly increased and then decreased, the elongation firstly decreased and then increased, and the maximum tensile strength and yield strength were obtained when the soaking time was 1.5 min. With the overaging temperature rising from 245 ℃ to 395 ℃, the volume fraction of martensite in dual phase steel gradually decreased, and bainite appeared when the overaging temperature was 395 ℃. Otherwise, the volume fraction of austenite firstly increased and then decreased, the tensile strength and yield strength gradually decreased, and the elongation gradually increased. The suitable continuous annealing process for cold-rolled DP980 dual phase steel is: soaking temperature of 815 ℃, soaking time of 3 min, and overaging temperature of 295 ℃, which can make the dual phase steel have good strength plasticity.

DP980 dual phase steel; continuous annealing; process parameters; microstructure; property

10.3969/j.issn.1674-6457.2023.10.020

TG156.2；TG142.1

A

1674-6457(2023)10-0168-09

2023-06-14

2023-06-14

河南省科技攻關(guān)項(xiàng)目（192102310244）

Science and Technology Research Project of Henan Province(192102310244)

楊燦, 校振華, 馮啟生, 等. 高強(qiáng)汽車雙相鋼的連續(xù)退火與組織性能研究[J]. 精密成形工程, 2023, 15(10): 168-176.

YANG Can, XIAO Zhen-hua, FENG Qi-sheng, et al.Continuous Annealing and Microstructure and Properties of High Strength Automotive Dual Phase Steel[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2023, 15(10): 168-176.

責(zé)任編輯：蔣紅晨