均熱溫度對不同成分980 MPa級高強鋼組織和性能的影響

艾兵權(quán)， 鄺 霜， 田秀剛， 楊 峰， 王玉慧， 逯志強， 王 朝， 郝 雷

(1. 唐山鋼鐵集團有限責任公司 技術(shù)中心， 河北 唐山 063000；2. 唐山鋼鐵集團有限責任公司 質(zhì)量管理部， 河北 唐山 063000)

近年來，隨著世界各國對汽車環(huán)保、安全與節(jié)能減排等方面法律法規(guī)的日益嚴苛，先進高強鋼(Advanced high strength steel，AHSS)因其在汽車輕量化上的巨大優(yōu)勢得到了快速發(fā)展。980 MPa級冷軋高強雙相鋼作為先進高強鋼的代表鋼種，可顯著提高汽車的安全碰撞能力和材料減薄后的整車剛性，輕量化效果好，正越來越多地用在整車車身上[1-5]。目前高強雙相鋼化學成分多是基于Si-Mn-Cr-Mo設(shè)計，在此基礎(chǔ)上添加一定量的Nb、Ti細化晶粒合金元素，合金元素Mn、Cr、Mo的添加增加了高強雙相鋼的微合金成本。另外，980 MPa級雙相鋼Si含量普遍在0.4%(質(zhì)量分數(shù))以上，Si含量過高在后續(xù)熱軋與退火過程中表面容易氧化，進而影響退火板的表面質(zhì)量。Mn作為奧氏體元素，在鋼中主要起固溶強化和降低馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms的作用，Ms點下降有利于獲得更多的殘留奧氏體，從而提升高強鋼的塑性成形能力。目前高強雙相鋼的Mn含量集中在2.0%左右，對于具有更高錳含量設(shè)計的高強雙相鋼的研究較少[6-9]。

綜上所述，本文設(shè)計了Mn含量在2.8%～2.9%之間，Si含量在0.6%左右，添加微合金元素Cr、Mo的鋼，以及Si含量在0.2%左右，不添加Cr、Mo的鋼，探究了不同退火均熱溫度下合金元素含量對980 MPa級雙相鋼組織與性能的影響。

1 試驗材料及方法

為了探究Cr、Mo、Si 3種合金元素對高強雙相鋼組織與性能的影響規(guī)律，設(shè)計了兩種成分體系，即C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼，具體化學成分如表1所示。冷硬鋼帶制備工藝為中頻感應爐冶煉-澆注-熱軋-酸軋，其中熱軋最終厚度為3.0 mm，酸軋壓下率大于50%，最終得到厚度為1.4 mm 的冷硬鋼帶。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

對所得冷硬鋼帶擬定退火工藝之前，采用Jmat-Pro相分析軟件對不同成分試驗鋼相變點進行分析，從而為雙相鋼退火工藝的制定以及相關(guān)理論分析提供依據(jù)，相變點分析結(jié)果如表2所示。根據(jù)連退工藝特點，利用Gleeble-3500熱模擬試驗機對所得冷硬鋼帶進行連續(xù)退火熱模擬試驗，熱模擬退火工藝如圖1所示，重點研究了不同合金成分和均熱溫度對高強雙相鋼力學性能和組織的影響規(guī)律。對熱模擬試樣按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》沿軋制方向切取標距為50 mm的P5試樣，并使用Zwick Roell/Z100拉伸試驗機進行測試。沿軋制方向從熱模擬鋼板上切取金相試樣，經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光、4%(體積分數(shù))硝酸酒精腐蝕后，使用OLYMPUS-PMG3光學顯微鏡進行顯微組織觀測，利用JSM-6510型掃描電鏡進行顯微形貌觀察并利用其配備的EDS能譜儀進行微區(qū)成分分析。

表2 Jmat-Pro軟件計算試驗鋼的相變點

圖1 熱模擬退火工藝Fig.1 Thermal simulated annealing process

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 均熱溫度對力學性能的影響

均熱溫度為退火的關(guān)鍵工藝，直接決定了奧氏體化程度和成分均勻性，合金元素含量則影響過冷奧氏體穩(wěn)定性，進而影響雙相鋼中馬氏體的含量。根據(jù)表2 中Jmat-Pro相變點分析結(jié)果，選取均熱溫度為760～820 ℃，溫度間隔為20 ℃，其它工藝參數(shù)相同，如圖1所示。圖2為試驗鋼經(jīng)不同均熱溫度退火后的拉伸性能。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同均熱溫度退火后的拉伸性能(a)C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼；(b)C-Mn-Si(低)鋼Fig.2 Tensile properties of the tested steels annealed at different soaking temperatures(a) C-Mn-Si(high)+Cr+Mo steel; (b) C-Mn-Si(low) steel

對于C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼而言，隨著均熱溫度升高，抗拉強度Rm逐漸下降，規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2總體呈下降趨勢，斷后伸長率A50穩(wěn)定在9%左右，基本無變化，屈強比先降低后升高，780 ℃均熱溫度下可以得到力學性能滿足GB/T 20564.2—2017《汽車用高強度冷連軋鋼板及鋼帶 第2部分：雙相鋼》的980 MPa 級雙相鋼。對于C-Mn-Si(低)鋼而言，隨均熱溫度升高，抗拉強度Rm逐漸下降，規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2總體呈下降趨勢，斷后伸長率A50呈逐漸上升趨勢，屈強比先降低后升高，760 ℃均熱溫度下同樣可得到力學性能滿足GB/T 20564.2—2017的980 MPa級雙相鋼。

比較發(fā)現(xiàn)，相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的抗拉強度Rm、規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2及屈強比均大于C-Mn-Si(低)鋼相應力學性能指標，斷后伸長率A50則與之相反。這主要是因為C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼相對C-Mn-Si(低)鋼添加了一定量的Cr、Mo合金元素，兩類合金元素可以大大增強過冷奧氏體的穩(wěn)定性和淬透性，熱處理后可得到更多的馬氏體相，從而導致C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的抗拉強度Rm大于C-Mn-Si(低)鋼。此外，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中馬氏體相比例遠大于C-Mn-Si(低)鋼中馬氏體相比例，文獻[10]中指出，馬氏體在雙相鋼中相比例較大時，規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2將大幅增加。另C-Mn-Si(低)鋼中由于未添加Cr、Mo合金元素，Si含量也低，過冷奧氏體穩(wěn)定性遠低于C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼，緩冷、快冷過程中更容易生成鐵素體軟相，且鐵素體相中固溶了大量的Si、Cr合金元素，但固溶強化效果遠小于馬氏體相變強化效果，這解釋了C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2遠大于C-Mn-Si(低)鋼的原因。另外，對于C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼，抗拉強度Rm、規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2均表現(xiàn)為隨均熱溫度升高總體下降的趨勢。根據(jù)表2，所選均熱溫度范圍位于均熱段的上部(820 ℃已處于奧氏體單相區(qū))，這意味著均熱溫度越高，奧氏體化程度及成分均勻性越高，但奧氏體中的C含量反而會相應降低(C含量一定)[11]，即過冷奧氏體的穩(wěn)定性會相應降低，從而導致快冷過程中得到馬氏體量會相應減少，表現(xiàn)為C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼的抗拉強度Rm隨均熱溫度升高逐漸下降。另外，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼的規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2隨均熱溫度升高總體呈下降趨勢的原因完全不同。對于C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼來說，奧氏體化程度增大的同時，如上所述，過冷奧氏體穩(wěn)定性也相應降低，即快冷過程中得到馬氏體的能力降低，馬氏體含量的減少是導致C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2隨均熱溫度升高總體呈下降趨勢的原因。但對于C-Mn-Si(低)鋼來說，如上所述均熱溫度升高導致了過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，緩冷段過程中容易生成先共析鐵素體，由于先共析鐵素體純凈度比低溫均熱段得到的再結(jié)晶鐵素體純凈度高，即先共析鐵素體中固溶合金元素量很少，幾乎沒有固溶強化。經(jīng)不同均熱溫度退火后，可得到不同含量的先共析鐵素體和再結(jié)晶鐵素體共存的組織，兩種不同類型鐵素體量的組合比例可用來說明C-Mn-Si(低)鋼的規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2隨均熱溫度升高總體呈下降規(guī)律的原因。

2.2 均熱溫度對組織的影響

由表2可知，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼的差別主要在于Cr、Mo、Si 3種合金元素，合金元素差異直接影響鐵-奧兩相區(qū)溫度區(qū)間、過冷奧氏體穩(wěn)定性以及馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms，進一步影響C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼的顯微組織。

圖3 不同均熱溫度退火后C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼(a，b)和C-Mn-Si(低)鋼(c，d)的顯微組織Fig.3 Microstructure of the C-Mn-Si(high)+Cr+Mo steel(a, b) and C-Mn-Si(low) steel(c, d) annealed at different soaking temperatures(a,c) 760 ℃; (b,d) 820 ℃

圖3為不同均熱溫度下試驗鋼的顯微組織?？梢钥闯觯煌鶡釡囟认?，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的組織均為白色鐵素體、灰色馬氏體和少量黑色粒狀貝氏體。區(qū)別在于均熱溫度高的鐵素體(再結(jié)晶鐵素體或先共析鐵素體)尺寸比較細小、分布也較為彌散。參考表2，820 ℃處于奧氏體相變區(qū)，奧氏體程度最大，但由于試驗鋼中C含量一定，此時過冷奧氏體中C含量相應降低，即過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，熱處理過程中緩冷段，奧氏體晶界處容易產(chǎn)生先共析鐵素體，同時由于反應時間較短，先共析鐵素體無法充分長大，從而表現(xiàn)為細小的鐵素體晶粒。對于C-Mn-Si(低)鋼，不同均熱溫度下，組織均為白色條帶狀鐵素體、灰色馬氏體和黑色粒狀貝氏體。區(qū)別在于均熱溫度高的鐵素體尺寸比較細小，含量略多一些。同樣地，參考表2，820 ℃也處于奧氏體相變區(qū)，且該體系未添加Cr、Mo，過冷奧氏體穩(wěn)定性較C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼更低，這意味著過冷奧氏體緩冷段奧氏體晶界處更容易產(chǎn)生更多的先共析鐵素體。此外，相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼相比C-Mn-Si(低)鋼已沒有明顯的軋制組織特征，且C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼最終組織中鐵素體晶粒細小且含量少，馬氏體含量明顯高于C-Mn-Si(低)鋼。這主要是因為，一方面C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中Cr、Mo及高含量Si的存在，大大提高了過冷奧氏體穩(wěn)定性，從而使得過冷奧氏體在經(jīng)過緩冷段過程中不容易產(chǎn)生先共析鐵素體或珠光體，經(jīng)快冷段后容易生成更多的馬氏體；另一方面，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中Nb+Ti總質(zhì)量分數(shù)比C-Mn-Si(低)鋼低0.03%～0.05%，Nb、Ti作為強碳化物元素，顯著降低C在奧氏體中的擴散速度，Mn、Si則對C在奧氏體中的擴散速度影響不大，這意味著相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼再結(jié)晶程度和奧氏體化程度更高[11]，因此相同的均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼組織表現(xiàn)為晶粒細小的鐵素體和更多的馬氏體相。

圖4為C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼在不同均熱溫度下的掃描電鏡照片。可以看出，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼在不同均熱溫度下，組織均為鐵素體、島狀馬氏體和少量貝氏體組成，區(qū)別在于均熱溫度高，鐵素體晶粒細小且數(shù)量較多，表現(xiàn)為凹凸不平的形貌，馬氏體含量相應少一些，貝氏體呈針狀或團簇狀。C-Mn-Si(低)鋼在不同均熱溫度下的組織均為鐵素體、馬氏體、少量的貝氏體和殘留奧氏體組成，區(qū)別在于均熱溫度高鐵素體晶粒細化，軋制特征不明顯，馬氏體含量少，貝氏體呈粒狀且量較少。亮白色條狀組織為殘留奧氏體，這種亮白色的特征主要是因為Mn的局部富集導致[12-13]。相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的馬氏體含量明顯高于C-Mn-Si(低)鋼，這進一步驗證了前述力學性能規(guī)律。

此外，對圖4中的鐵素體、馬氏體區(qū)域進行能譜分析，結(jié)果見表3。由表3可以看出，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中鐵素體固溶了大量的Si、Mn，而C-Mn-Si(低)鋼中鐵素體相由于Si含量較少，純凈化鐵素體作用比較弱，能譜分析檢測到了大量的C，Mn含量也低一些，這使得C-Mn-Si(低)鋼中鐵素體相因間隙與置換兩種固溶強化作用下強度大幅提升，而C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中主要是相變強化起主導作用。C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼中馬氏體區(qū)域能譜分析均檢測到了大量的C、Mn，區(qū)別在于C-Mn-Si(低)鋼成分中未檢測到Si，這意味著C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的過冷奧氏體更加穩(wěn)定，快冷后也更容易生成更多的馬氏體，且生成的馬氏體中由于原過冷奧氏體中C和Mn來不及擴散而大量固溶在馬氏體相中。

表3 試驗鋼中鐵素體和馬氏體的能譜分析(質(zhì)量分數(shù)，%)

3 結(jié)論

1) 其他退火參數(shù)相同，低C高Mn成分前提下，添加合金元素Cr、Mo及高Si含量的C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和不添加合金元素Cr、Mo及低Si含量的C-Mn-Si(低)鋼經(jīng)760、780 ℃均熱段保溫可得到力學性能滿足要求的980 MPa級雙相鋼。

2) 相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的抗拉強度Rm遠大于C-Mn-Si(低)鋼，主要是因為C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼相對C-Mn-Si(低)鋼添加了一定量的Cr、Mo合金元素，可以大大增強過冷奧氏體的穩(wěn)定性和淬透性，熱處理后可得到更多的馬氏體相；同樣地，相同均熱溫度下，C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼的規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2遠大于C-Mn-Si(低)鋼的原因則是因為C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼中馬氏體相比例遠大于C-Mn-Si(低)鋼，馬氏體相比例較大時，可大大提升其規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2。

3) 對于C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼，抗拉強度Rm、規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2均隨均熱溫度升高呈總體下降趨勢。由于均熱溫度升高導致奧氏體中C含量降低，影響過冷奧氏體穩(wěn)定性，從而影響快冷后得到的馬氏體量，這解釋了C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼的抗拉強度Rm隨均熱溫度升高總體下降的原因；C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2隨均熱溫度升高總體下降的原因與上述原因一致，但C-Mn-Si(低)鋼規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2隨均熱溫度升高總體下降的原因則是過冷奧氏體穩(wěn)定性降低于緩冷段生成的先共析鐵素體和再結(jié)晶鐵素體兩相間的綜合作用。

4) C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼退火組織均為鐵素體、島狀馬氏體和少量貝氏體；C-Mn-Si(低)鋼退火組織均為鐵素體、馬氏體、少量的貝氏體和殘留奧氏體。C-Mn-Si(高)+Cr+Mo鋼和C-Mn-Si(低)鋼組織差異本質(zhì)上是Cr、Mo和Si 3種合金元素的含量差異影響過冷奧氏體穩(wěn)定性引起的。