冷軋雙相鋼由鐵素體和馬氏體兩相組成，因其具備低屈強(qiáng)比、良好的強(qiáng)度和延性匹配以及優(yōu)良的碰撞吸收性能，兼?zhèn)錅p重和安全性雙重優(yōu)勢，近年來已成為汽車用鋼首選材料之一。

本鋼雙相鋼已有近10年的生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)，早已具備批量、穩(wěn)定供貨能力。但是傳統(tǒng)的雙相鋼生產(chǎn)為了保證淬透性和馬氏體的體積分?jǐn)?shù)及組織形貌，一般采用加入高價(jià)合金Cr和高M(jìn)n含量的成分設(shè)計(jì)，這較大增加了雙相鋼的合金成本，降低了產(chǎn)品的經(jīng)濟(jì)性，不利于現(xiàn)代日益激烈的市場競爭。本文以雙相鋼HC340/590DP為例，在C–Mn–Si系低成本合金設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)上，研究冷軋連續(xù)退火工藝對組織性能的影響規(guī)律，尋找最佳的連續(xù)退火工藝生產(chǎn)方案。

1.   實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1   實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為600 MPa級別的C–Mn–Si系冷軋雙相（DP）鋼，材料經(jīng)本鋼煉鋼工序成分冶煉、熱軋工序粗軋、精軋，然后在冷軋廠經(jīng)≥50%的冷軋壓下率軋制成規(guī)格1.7 mm×1358 mm的板材，最后用Vatron熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行連續(xù)退火6組加熱溫度、快冷溫度熱模擬實(shí)驗(yàn)，尋找低合金成本基礎(chǔ)上最佳連續(xù)退火工藝生產(chǎn)方案，后期指導(dǎo)工業(yè)化試生產(chǎn)。DP600的傳統(tǒng)化學(xué)成分w(C)≤0.15%、w(Si)≤0.60%、w(Mn)≤2.50%，且添加合金元素Cr；低成本成分保持C含量不變，降低Si、Mn含量，不添加合金元素Cr。

1.2   實(shí)驗(yàn)方法

冷軋雙相鋼連續(xù)退火采取兩組熱模擬實(shí)驗(yàn)，第一組是（γ+α）兩相區(qū)加熱溫度熱模擬實(shí)驗(yàn)，根據(jù)生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)和設(shè)備情況，分別選取790、810和830 °C加熱溫度進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，經(jīng)大于110 s的保溫時(shí)間，以≥40 °C/s的速度進(jìn)行快速冷卻，然后進(jìn)行第二組熱模擬實(shí)驗(yàn)，分別選取295、310和325 °C快速冷卻溫度進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，快冷過程中奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體組織，最后以≤290 °C的過時(shí)效溫度保溫500 s以上，馬氏體組織經(jīng)過充分回火后冷卻至室溫。技術(shù)檢測部門根據(jù)國標(biāo)按照80 mm標(biāo)距加工成拉伸實(shí)驗(yàn)進(jìn)行力學(xué)性能檢測，同時(shí)制備金相試樣，利用掃描電鏡進(jìn)行組織形貌、各相比例、晶粒度等級及夾雜物等項(xiàng)目檢測。

2.   室驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1   顯微組織

圖1、圖2分別為3種兩相區(qū)加熱溫度、快速冷卻溫度對應(yīng)的金相組織照片，圖3為雙相鋼顯微組織圖片。圖3中暗黑色呈不規(guī)則形狀分布的含量最多的大塊組織為鐵素體（F），呈點(diǎn)、線狀分布的淺灰色組織為馬氏體（M）和少量的馬奧島，其體積分?jǐn)?shù)大致在20%左右。由圖3可見，在不規(guī)則島狀馬氏體組織周邊包圍著一層明顯發(fā)亮的邊圈，這是緩冷時(shí)C、Mn由鐵素體向奧氏體中擴(kuò)散，在奧氏體周邊形成的Mn元素富集點(diǎn)，它有效地增加了奧氏體的淬透性[1]，有利于隨后馬氏體的生成。

2.2   力學(xué)性能

表1是雙相鋼DP600不同加熱溫度、快冷溫度對應(yīng)馬氏體（M）體積分?jǐn)?shù)和力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果。圖4是雙相鋼DP600連續(xù)退火工藝曲線。

2.3   討論分析

由表1可見，1#、2#、3#試樣加熱溫度分別采取790、810和830 °C，此時(shí)快冷溫度選取相同的310 °C，在兩相區(qū)階段奧氏體組織在緩冷過程中析出取向附生鐵素體，此時(shí)鐵素體中的碳不斷向奧氏體中擴(kuò)散，奧氏體因碳的富集增加了穩(wěn)定性，此時(shí)又被稱為“自穩(wěn)定”階段。凈化后的鐵素體在過時(shí)效階段對淬硬馬氏體起到“回火”作用，從而改善了雙相鋼的強(qiáng)度和韌性。

馬氏體含量隨著加熱溫度的增加呈遞增趨勢，主要因?yàn)樵趦上鄥^(qū)隨著加熱溫度的提高奧氏體含量不斷增加，經(jīng)過快冷階段，生成的馬氏體含量相應(yīng)增加。但是屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度并沒有伴隨馬氏體的增多而提高，在830 °C時(shí)反而下降，這說明強(qiáng)度不僅與馬氏體體積分?jǐn)?shù)有關(guān)還與馬氏體中C含量相關(guān)。分析其原因，因奧氏體的體積分?jǐn)?shù)與奧氏體中C含量成反比，隨著奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加其單位體積內(nèi)C含量降低[2]，對應(yīng)生成的高體積分?jǐn)?shù)的馬氏體組織形態(tài)可能發(fā)生變化，孿晶馬氏體和板條狀馬氏體的比例發(fā)生了改變，從而導(dǎo)致3#試樣強(qiáng)度下降。1#試樣的馬氏體體積分?jǐn)?shù)較低，2#試樣加熱溫度為810 °C，馬氏體體積分?jǐn)?shù)、組織形態(tài)和力學(xué)性能都較理想。

第二組實(shí)驗(yàn)選取810 °C作為加熱溫度，分別采取295、310和325 °C快速冷卻溫度進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。由表1可見，6#試樣的馬氏體體積分?jǐn)?shù)為16%，這是由于實(shí)驗(yàn)鋼Mn含量降低，臨界冷速變大，快冷溫度較高不能充分滿足馬氏體轉(zhuǎn)變溫度需求，此時(shí)與兩相區(qū)加熱溫度之間溫差較小，導(dǎo)致快冷速度≤45 °C/s，馬氏體含量降低。奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)發(fā)生體積膨脹，使馬氏體周圍的鐵素體發(fā)生變形，誘發(fā)大量位錯，較低的馬氏體含量直接導(dǎo)致強(qiáng)度低。4#、5#試樣的馬氏體含量基本相當(dāng)，力學(xué)性能指標(biāo)相差也不明顯，考慮到實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中4#試樣295 °C冷卻溫度為設(shè)備冷卻能力極限，難以保證大批量穩(wěn)定生產(chǎn)，5#試樣310 °C的方案較理想，既能提供足夠的過冷度又能保證工業(yè)化穩(wěn)定生產(chǎn)。

Cr、Mn元素可以有效提高鋼材的淬透性，獲得理想的馬氏體組織，同時(shí)也是固溶強(qiáng)化元素。本實(shí)驗(yàn)采用降低Cr、Mn元素含量的低成本合金設(shè)計(jì)，這就在保證馬氏體體積分?jǐn)?shù)、控制組織形貌和增加強(qiáng)度方面對冷軋連續(xù)退火工藝提出較高要求。

3.   結(jié)論

通過本實(shí)驗(yàn)研究，得出以下結(jié)論

（1）在兩相區(qū)階段，當(dāng)加熱溫度在790~830 °C變化時(shí)，隨著加熱溫度的升高，奧氏體含量不斷增加，相應(yīng)轉(zhuǎn)變的馬氏體含量也不斷增加，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高再降低，在810±10 °C時(shí)，可以獲得良好的力學(xué)性能。

（2）在快速冷卻階段，在295~325 °C溫度范圍內(nèi)，隨著溫度的增加，馬氏體體積分?jǐn)?shù)和強(qiáng)度指標(biāo)有下降趨勢，在295和310 °C溫度內(nèi)各項(xiàng)指標(biāo)變化不大，綜合考慮企業(yè)設(shè)備冷卻能力，快冷溫度選取310±10 °C，可獲得理想的馬氏體體積分?jǐn)?shù)和力學(xué)性能。

（3）采用低合金成本設(shè)計(jì)，在適量減少M(fèi)n元素不添加Cr元素的前提下，可以通過優(yōu)化調(diào)整連續(xù)退火兩相區(qū)和快冷階段溫度，獲得理想的馬氏體體積分?jǐn)?shù)、組織形貌和力學(xué)性能，提高產(chǎn)品經(jīng)濟(jì)效益。

利用本實(shí)驗(yàn)的研究結(jié)果指導(dǎo)實(shí)際工業(yè)試生產(chǎn)，產(chǎn)品實(shí)物性能達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求，經(jīng)用戶使用完全滿足用戶對表面質(zhì)量和沖壓成形性能要求，此實(shí)驗(yàn)結(jié)果對低成本雙相鋼DP600工業(yè)化大生產(chǎn)具有一定指導(dǎo)意義。

文章來源——金屬世界